2022-700728

特許第７０１４９３７号発明「水素吸蔵合金」の特許異議申立事件について、次のとおり決定する。

結 論 特許第７０１４９３７号の請求項１ないし６に係る特許を維持する。

理 由 第１ 手続の経緯 特許第７０１４９３７号（以下、「本件特許」という。）の請求項１～６に係る特許についての出願（以下、「本願」という。）は、２０２１年（令和３年）４月１５日（優先権主張 令和 ２年 ４月２８日、日本国）を国際出願日とする出願であって、令和 ４年 １月２４日に特許権の設定登録がされ、同年 ２月 １日に特許掲載公報が発行され、その後、同年 ７月２８日に、請求項１～６（全請求項）に係る特許に対し、特許異議申立人である彦野太樹夫（以下、「申立人」という。）により特許異議の申立てがされたものである。 第２ 本件発明 本件特許の特許請求の範囲の請求項１～６に係る発明（以下、「本件発明１」～「本件発明６」といい、これらを総合して「本件発明」という。）は、それぞれ、本願の願書に添付した特許請求の範囲の請求項１～６に記載された事項により特定される次のとおりのものである。 「【請求項１】 ＣａＣｕ５型、すなわちＡＢ５型の結晶構造の母相を有する水素吸蔵合金であって、ＡＢｘ組成におけるＡサイトをミッシュメタル（「Ｍｍ」と称する）が構成する一方、ＢサイトをＮｉ、Ｃｏ、Ｍｎ及びＡｌ、又は、Ｎｉ、Ｍｎ及びＡｌが構成する水素吸蔵合金であって、 前記ＭｍはＬａ及びＣｅからなり、Ｍｍのモル比を１．００とした場合のＣｏのモル比が０．０以上０．１１以下であり、 Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）が０．３５～１．１０であり、 当該ＣａＣｕ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率が０．８０９２以上であることを特徴とする水素吸蔵合金。 【請求項２】 ５０％体積累積粒径（Ｄ５０）が２１μｍ±２μｍとなるように粒径調整した水素吸蔵合金粉末を、液温１２０℃の３１質量％ＫＯＨ水溶液に３時間浸漬させる表面処理を行った後の磁化が１．６０ｅｍｕ／ｇ以下であることを特徴とする請求項１に記載の水素吸蔵合金。 【請求項３】 前記ＡＢｘ組成におけるＡサイトを構成するＭｍのモル比を１．００とした場合のＢサイトを構成する元素の合計モル比（ＡＢｘ）が５．２８以上５．４６以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の水素吸蔵合金。 【請求項４】 請求項１～３の何れかに記載の水素吸蔵合金を含有する、ニッケル水素電池の負極活物質。 【請求項５】 請求項４に記載の負極活物質を用いたニッケル水素電池。 【請求項６】 請求項４に記載の負極活物質を用いた、電気自動車或いはハイブリッド自動車に搭載するニッケル水素電池。」 第３ 申立理由の概要 申立人は、証拠方法として、いずれも本願の優先日前に、日本国内又は外国において頒布された又は電気通信回線を通じて公衆に利用可能となった、下記甲第１～６号証を提出して、以下の申立理由１～８により、本件特許のうち請求項１～６に係る特許を取り消すべきものである旨主張している。 １ 申立理由１（新規性、進歩性） 本件特許発明１、２、４～６は、甲第１号証に記載された発明であり、特許法第２９条第１項第３号に該当し、特許を受けることができないものであるか、甲第１号証に記載された発明に記載された事項に基いて、その発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者（以下、「当業者」という。）が容易に発明をすることができたものであり、特許法第２９条第２項の規定により特許を受けることができないものであるから、同発明に係る特許は、同法第１１３条第２号に該当し、取り消されるべきものである。 ２ 申立理由２（新規性、進歩性） 本件特許発明１、２、４～６は、甲第２号証に記載された発明であり、特許法第２９条第１項第３号に該当し、特許を受けることができないものであるか、甲第２号証及び甲第３～６号証に記載された発明に記載された事項に基いて、当業者が容易に発明をすることができたものであり、特許法第２９条第２項の規定により特許を受けることができないものであるから、同発明に係る特許は、同法第１１３条第２号に該当し、取り消されるべきものである。 ３ 申立理由３（新規性、進歩性） 本件特許発明１～６は、甲第３号証に記載された発明であり、特許法第２９条第１項第３号に該当し、特許を受けることができないものであるか、甲第３号証に記載された発明及び甲第１～２、６号証に記載された事項に基いて、当業者が容易に発明をすることができたものであり、特許法第２９条第２項の規定により特許を受けることができないものであるから、同発明に係る特許は、同法第１１３条第２号に該当し、取り消されるべきものである。 ４ 申立理由４（新規性、進歩性） 本件特許発明１～６は、甲第４号証に記載された発明であり、特許法第２９条第１項第３号に該当し、特許を受けることができないものであるか、甲第４号証に記載された発明及び甲第１～２、６号証に記載された事項に基いて、当業者が容易に発明をすることができたものであり、特許法第２９条第２項の規定により特許を受けることができないものであるから、同発明に係る特許は、同法第１１３条第２号に該当し、取り消されるべきものである。 ５ 申立理由５（新規性、進歩性） 本件特許発明１～６は、甲第５号証に記載された発明であり、特許法第２９条第１項第３号に該当し、特許を受けることができないものであるか、甲第５号証に記載された発明及び甲第１～２、６号証に記載された事項に基いて、当業者が容易に発明をすることができたものであり、特許法第２９条第２項の規定により特許を受けることができないものであるから、同発明に係る特許は、同法第１１３条第２号に該当し、取り消されるべきものである。 ６ 申立理由６（実施可能要件） 本件特許発明１～６に係る特許は、以下（１）に示す理由により、特許法第３６条第４項第１号に規定する要件を満たしていない特許出願に対してされたものであるから、同法第１１３条第４号に該当し、取り消されるべきものである。 （１）ＡサイトをＬａ及びＣｅのみにし、ＡＢｘモル比が５．０超の組成にしたＣａＣｕ５型結晶構造の結晶構造を形成させるのは極めて難しい。これは、上記の結晶構造を形成しようとすれば、Ａサイトに空孔を形成する必要があるが、実際には、ＡサイトにＮｉが存在することになるからであり、「ＡサイトをＬａとＣｅのみ」とすることが現実的に不可能であるからである。 したがって、本件特許発明１には、「ＡサイトをＬａとＣｅのみ」とすることが規定されているが、本願の願書に添付した明細書（以下、「本件明細書」という。）の発明の詳細な説明には、「ＡサイトをＬａとＣｅのみ」とするための特殊な製造方法は一切記載されていない。 本件特許発明１を引用する本件特許発明２～６についても同様である。 ７ 申立理由７（サポート要件） 本件特許発明１～６に係る特許は、以下（１）～（８）に示す理由により、特許法第３６条第６項第１号に規定する要件を満たしていない特許出願に対してされたものであるから、同法第１１３条第４号に該当し、取り消されるべきものである。 （１）本件特許発明１では、水素吸蔵合金の構成原子である、Ｌａ，Ｃｅ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ａｌのモル比や質量比が規定されていないが、発明の詳細な説明においては、上記モル比や質量比が規定されている。 （２）本件特許発明１では「Ｍｍのモル比を１．００とした場合のＣｏのモル比が０．０以上０．１１以下であり」と規定されているが、発明の詳細な説明では、０．１０超から０．１１以下の範囲の実施例は記載されていない。 （３）本件特許発明１では「Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）が０．３５～１．１０であり」と規定されているが、発明の詳細な説明では、０．３５超０．３７未満の範囲と、１．００超１．１０以下の範囲の実施例は記載されていない。 （４）本件特許発明１では「ＣａＣｕ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率が０．８０９２以上である」と規定されているが、発明の詳細な説明では、０．８０９２０超０．８０９２８未満の範囲と、０．８１１０４超の範囲の実施例は記載されていない。 （５）本件特許発明１では「ＡサイトをＬａとＣｅのみ」とされているが、実施例のＡＢｘ（当審注：ＡＢｘ組成におけるＡサイトを構成するＭｍのモル比を１．００とした場合のＢサイトを構成する元素の合計モル比のこと。【００２０】と請求項３を参照。）は全て５．０超であるため、技術常識によれば、ＡサイトにはＢサイトの元素であるＮｉも存在しているといえる。すると、発明の詳細な説明では、「ＡサイトをＬａとＣｅのみ」とする実施例は記載されていない。 （６）本件特許発明２では「５０％体積累積粒径（Ｄ５０）が２１μｍ±２μｍとなるように粒径調整した水素吸蔵合金粉末を、液温１２０℃の３１質量％ＫＯＨ水溶液に３時間浸漬させる表面処理を行った後の磁化が１．６０ｅｍｕ／ｇ以下である」と規定されているが、発明の詳細な説明では、１．５５０１ｅｍｕ／ｇ超１．６０ｅｍｕ／ｇ以下の範囲と、１．１８２０ｅｍｕ／ｇ未満の範囲の実施例は記載されていない。 （７）本件特許発明３では「前記ＡＢｘ組成におけるＡサイトを構成するＭｍのモル比を１．００とした場合のＢサイトを構成する元素の合計モル比（ＡＢｘ）が５．２８以上５．４６以下である」と規定されているが、発明の詳細な説明では、５．２８以上５．３１６未満の範囲と、５．４１９超５．４６以下の範囲の実施例は記載されていない。 （８）本件特許発明１～３を引用している本件特許発明４～６についても同様である。 ８ 申立理由８（明確性） 本件特許発明１～６に係る特許は、以下（１）～（２）に示す理由により、特許法第３６条第６項第２号に規定する要件を満たしていない特許出願に対してされたものであるから、同法第１１３条第４号に該当し、取り消されるべきものである。 （１）本件特許発明１では「ＣａＣｕ ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率が０．８０９２以上である」と規定されているが、同比率が∞（無限大）である場合に本件特許発明１が成立するか不明である。 （２）本件特許発明２では「５０％体積累積粒径（Ｄ５０）が２１μｍ±２μｍとなるように粒径調整した水素吸蔵合金粉末を、液温１２０℃の３１質量％ＫＯＨ水溶液に３時間浸漬させる表面処理を行った後の磁化が１．６０ｅｍｕ／ｇ以下である」と規定されているが、同磁化の値がマイナスである場合に本件特許発明２が成立するか不明である。 ［証拠方法］ 甲第１号証：Baozhong Liu 外６名“Phase structure and electrochemical properties of La0.7Ce0.3Ni3.75Mn0.35Al0.15Cu0.75-x(Fe0.43B0.57)x hydrogen storage alloys”,Journal of Alloys and Compounds,516(2012),pp53-57 甲第２号証：国際公開第２０１８／１２３７５２号 甲第３号証：国際公開第２００６／０８５５４２号 甲第４号証：国際公開第２００５／０１４８７１号 甲第５号証：特開２００５－１３３１９３号公報 甲第６号証：特開平１１－２０４１０３号公報 （以下、甲第１号証～甲第６号証をそれぞれ「甲１」～「甲６」という。） 第４ 当審の判断 上記申立理由１～８はいずれも採用できない。その理由は以下のとおりである。 １ 申立理由１（進歩性）について （１）甲１の記載、及び甲１に記載された発明 ア 甲１には、「Phase structure and electrochemical properties of La0.7Ce0.3Ni3.75Mn0.35Al0.15Cu0.75-x(Fe0.43B0.57)x hydrogen storage alloys（当審訳：La0.7Ce0.3Ni3.75Mn0.35Al0.15Cu0.75-x(Fe0.43B0.57)x水素吸蔵合金の相構造と電気化学的性質」（論文の表題）に関して、次の記載がある。（なお、下線は当審が付与し、「…」は記載の省略を表す。以下同様。）。 １ア「 ［図：0001392082000001.jpg］ 」（５３頁左下欄１～８行） （当審訳：導入 ＡＢ５型の水素吸蔵合金は、優れた活性化能力、大容量、過充電および過放電に対する高い耐性、高速充電／放電能力、長サイクル寿命、環境へのやさしさなどの利点を有することから、市販のニッケル／金属水素化物（Ｎｉ／ＭＨ）二次電池の負極材料として広く利用されている。） １イ「 ［図：0001392082000002.jpg］ 」（５４頁左欄１４～２０行） （当審訳：それゆえ、ＡＢ５型の水素吸蔵合金においてＣｕの代わりにＦｅとＢを組み合わせて使用すると、放電容量、高速放電性およびサイクル安定性が向上する可能性がある。幸いなことに、市販のＦｅＢ合金には、コストが安く、融点が低いなど、純粋なＦｅやＢよりも多くの利点がある。したがって、La0.7Ce0.3Ni3.75Mn0.35Al0.15Cu0.75-x(Fe0.43B0.57)x合金が目的物として選ばれる。） １ウ「 ［図：0001392082000003.jpg］ 」（５４頁左欄「2.Experimental procedures」の直後１～４行） （当審訳：La0.7Ce0.3Ni3.75Mn0.35Al0.15Cu0.75-x(Fe0.43B0.57)x合金は、金属元素（Ｌａ，Ｃｅ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｃｕ：純度９９．９％、ならびに、５７．０％のＢを含み残部Ｆｅおよび微量不純物である市販のＦｅＢ合金）をアルゴン雰囲気下で誘導溶融した後に１２２３Ｋで１０時間アニールすることによって合成された。） １エ「 ［図：0001392082000004.jpg］ 」（５４頁左欄下から１０～１行） （当審訳：図１には、La0.7Ce0.3Ni3.75Mn0.35Al0.15Cu0.75-x(Fe0.43B0.57)x合金のＸＲＤパターンが示されている。La0.7Ce0.3Ni3.75Mn0.35Al0.15Cu0.75合金は、ＣａＣｕ５型ＬａＮｉ５の単一相を有し、ＦｅＢを含む合金は、マトリックス相ＬａＮｉ５および二次相Ｌａ３Ｎｉ１３Ｂ２の二相で構成されていることがわかる。Ｌａ３Ｎｉ１３Ｂ２相の存在量は、ｘ値の増加に伴って増加する。全合金におけるＬａＮｉ５相の算出格子パラメータを表１に示す。ＬａＮｉ５相の算出格子定数ｃおよびｃ／ａ比は、ｘ値の増加に伴って増加する。） １オ「 ［図：0001392082000005.jpg］ 」（５４頁右上） （表題の当審訳：表１ La0.7Ce0.3Ni3.75Mn0.35Al0.15Cu0.75-x(Fe0.43B0.57)x合金の格子パラメータ） １カ「 ［図：0001392082000006.jpg］ 」（５４頁右下） （表題の当審訳：表２ La0.7Ce0.3Ni3.75Mn0.35Al0.15Cu0.75-x(Fe0.43B0.57)x合金の電気化学的性質） １キ「 ［図：0001392082000007.jpg］ 」（５５頁左欄「3.3Cycling stability」の直後～下から９行） （当審訳：サイクルの安定性は、水素吸蔵合金の耐用年数によって非常に重要な要素である。サイクル数の関数としての合金電極の放電容量を図２に示す。Ｓｎ（％）＝Ｃｎ／Ｃｍａｘ×１００（Ｃｎはｎ番目のサイクルでの放電容量である。）として表されるサイクル容量保持率を表１（当審注：表２の誤記と認められる。）に示す。Ｓ１００が７６．４％（ｘ＝０）から８１．６％（ｘ＝２０）に増加していることが窺える。電極合金の容量低下の根本的な原因は、充放電サイクル中の合金の粉砕（微粉化）であることが確認されている。よく知られているように、水素の吸収／放出中のＡＢ５型金属水素化物の粉砕（微粉化）は、体積変化とそれらの脆性の組み合わせから生じる本質的な問題である。主相におけるｃ／ａ比の増加によって、水素原子が結晶から出たり入ったりするようになり、充電／放電サイクル中の格子応力が減少する。ＬａＮｉ５相のｃ／ａ比は、ｘ値の増加に伴って大きくなり、格子応力の低下および耐粉砕性（耐微粉化性）の向上に貢献する。） １ク「 ［図：0001392082000008.jpg］ ［図：0001392082000009.jpg］ 」（５７頁左欄下から４行～右欄１１行） （当審訳：La0.7Ce0.3Ni3.75Mn0.35Al0.15Cu0.75合金は、ＣａＣｕ５型のＬａＮｉ５からなる単一の相を有し、ＦｅＢを含むこの合金は、マトリックス相ＬａＮｉ５および二次相Ｌａ３Ｎｉ１３Ｂ２の二相で構成される。Ｌａ３Ｎｉ１３Ｂ２相の量は、ｘ値の増加に伴って増加する。ＦｅＢの含有量が増えると、最大放電容量は３１４．０から２９０．４ｍＡｈ／ｇに減少する。一方、Ｓ１００は７６．４％（ｘ＝０）から８１．６％（ｘ＝０／２０）に増加する。サイクル安定性は、ｃ／ａの増加および二次相の形成に起因して改善するはずである。そして、これにより粉砕（微粉化）防止特性が改善される。合金電極のＨＲＤ、交換電流密度Ｉ０および水素拡散係数Ｄは、ＦｅＢ含有量の増加に伴って初め増加した後に減少し、ｘ＝０．１０の合金で最も高い値を示す。電極／電解質界面での電荷移動反応、および、合金電極での水素拡散の両方が、高速放電性の原因となるはずである。） イ 甲１に記載された発明 （ア）上記１エと１オの表１に記載されたＬａ０．７Ｃｅ０．３Ｎｉ３．７５Ｍｎ０．３５Ａｌ０．１５Ｃｕ０．７５－ｘ（Ｆｅ０．４３Ｂ０．５７）ｘ合金のうち、１オの表１におけるｘ＝０．２０の合金であるＬａ０．７Ｃｅ０．３Ｎｉ３．７５Ｍｎ０．３５Ａｌ０．１５Ｃｕ０．５５Ｆｅ０．０８６Ｂ０．１１４に注目すると、当該合金は、Ｃｏを含んでおらず、Ａｌ／Ｍｎ＝０．１５／０．３５＝０．４３であり、マトリックス相ＬａＮｉ５および二次相Ｌａ３Ｎｉ１３Ｂ２の二相で構成されている。そして、上記マトリックス相ＬａＮｉ５は、その結晶構造がＣａＣｕ５型であり、その格子パラメータであるｃ軸長とａ軸長の比率であるｃ／ａ＝０．８０９３である。 （イ）したがって、甲１には次の「水素吸蔵合金」が記載されているものと認められる（以下「甲１発明」という。）。 「ＣａＣｕ５型の結晶構造を有するマトリックス相ＬａＮｉ５および二次相Ｌａ３Ｎｉ１３Ｂ２の二相で構成された水素吸蔵合金であって、 組成がＬａ０．７Ｃｅ０．３Ｎｉ３．７５Ｍｎ０．３５Ａｌ０．１５Ｃｕ０．５５Ｆｅ０．０８６Ｂ０．１１４であり、 Ｃｏを含まず、 Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）が０．４３であり、 上記マトリックス相ＬａＮｉ５は、ｃ軸長とａ軸長の比率であるｃ／ａが０．８０９３である水素吸蔵合金。」 （２）甲２の記載、及び甲２に記載された発明 ア 甲２には、「水素吸蔵合金」（発明の名称）に関して、次の記載がある。 「[0001] 本発明は、ＣａＣｕ５型結晶構造を有するＡＢ５型水素吸蔵合金に関する。詳しくは、電気自動車及びハイブリッド自動車用途等に搭載するニッケル水素電池に用いる負極活物質として好適な水素吸蔵合金に関する。」 「[0004] これらの中で、ＣａＣｕ５型の結晶構造を有するＡＢ５型水素吸蔵合金、例えばＡサイトに希土類系の混合物であるＭｍ（ミッシュメタル）を用い、ＢサイトにＮｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｏ等の元素を用いてなる合金（以下、この種の合金を「Ｍｍ－Ｎｉ－Ｍｎ－Ａｌ－Ｃｏ合金」と称する）は、他の合金組成に比べて、比較的安価な材料で負極を構成でき、しかもサイクル寿命が長く、過充電時の発生ガスによる内圧上昇が少ない密閉型ニッケル水素電池を構成できるなどの特徴を備えている。 [0005] ところで、Ｍｍ－Ｎｉ－Ｍｎ－Ａｌ－Ｃｏ合金の構成元素において、Ｃｏは合金の微粉化を抑制し、寿命特性の向上に効果を発揮する重要な元素であったため、従来は１０質量％程度のＣｏ（モル比で０．６～１．０）を配合するのが一般的であった。しかし、Ｃｏは非常に高価な金属であり、今後の水素吸蔵合金の利用拡大を考慮するとＣｏを低減することが好ましい。その反面、Ｃｏを低減すると寿命特性の低下につながるため、出力特性と寿命特性を両立しつつＣｏを低減することが研究課題となっていた。特に電気自動車（ＥＶ：Ｅｌｅｃｔｒｉｃ Ｖｅｈｉｃｌｅ）及びハイブリッド自動車（ＨＥＶ：ＨｙｂｒｉｄＥｌｅｃｔｒｉｃＶｅｈｉｃｌｅ；電気モータと内燃エンジンという２つの動力源を併用した自動車）用電源等への利用開発を進めるには、出力特性及び寿命特性を高水準に維持することが必須の課題であった。」 「[0014] 本発明者は、ＭＨ電池の出力特性をさらに高めることができる水素吸蔵合金の評価方法として、電池の負極活物質として使用する前に、水素吸蔵合金を粉砕して水素を吸蔵・脱蔵させることで、膨張・収縮による亀裂を合金に生じさせ、その後に機械粉砕する処理（「２段粉砕処理」と称する）が有効であるという知見を得た。 [0015] そこで本発明は、ＡＢ５型水素吸蔵合金に関し、水素吸蔵合金を粉砕して１０００～３００μｍの粒子とした後、水素を吸蔵・脱蔵させた後に機械粉砕する２段粉砕処理に適した水素吸蔵合金、言い換えれば、従来よりも微粒化することができる、新たな水素吸蔵合金を提案せんとするものである。」 「[0019] ＜本水素吸蔵合金＞ 本実施形態の水素吸蔵合金（以下「本水素吸蔵合金」という）は、インターナショナルテーブル番号１９１（Ｐ６／ｍｍｍ）の空間群を有するＣａＣｕ５型結晶構造、すなわちＡＢ５型の結晶構造の母相を有する水素吸蔵合金である。 [0020] （組成） 本水素吸蔵合金は、ＡＢｘ組成におけるＡサイトが、Ｌａを含有する希土類元素から構成され、Ｂサイトは、Ｃｏを含有せず、Ｎｉ、Ａｌ及びＭｎを少なくとも含有する組成を特徴とする。 [0021] 本水素吸蔵合金の一例として、一般式：ＭｍＮｉａＭｎｂＡｌｃ（式中、ＭｍはＬａを含有する希土類元素、３．８≦ａ≦４．７、０．１≦ｂ≦０．６、０．１≦ｃ≦０．６）、又は、一般式：ＭｍＮｉａＭｎｂＡｌｃＭｄ（式中、ＭｍはＬａを含有する希土類元素、Ｍは、Ｎｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｏを除く遷移金属のうちの１種又は２種以上、３．８≦ａ≦４．７、０．１≦ｂ≦０．６、０．１≦ｃ≦０．６、０＜ｄ≦０．２）で表すことができるＡＢ５型水素吸蔵合金を挙げることができる。但し、これらの組成に限定するものではない。 [0022] 本水素吸蔵合金において、ＡＢｘ組成におけるＡサイトを構成する元素の合計モル数に対するＢサイトを構成する元素の合計モル数（すなわち、上記式の「ａ＋ｂ＋ｃ」もしくは「ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ」）の比率（「ＡＢｘ」と称する）は、特に限定するものではない。 例えば電気自動車（「ＥＶ」と称する）及びハイブリッド自動車（「ＨＥＶ」と称する）に搭載するＮｉ－ＭＨ電池の負極活物質に使用する観点からは、５．００≦ＡＢｘ≦５．４０であるのが好ましい。ＡＢｘが５．００以上であれば、寿命特性（容量維持率）の低下を抑制することができる。よって、このような観点から、ＡＢｘは５．１０以上であるのがより好ましく、５．２０以上、特に５．３０以上であるのがさらに好ましく、他方、ＡＢｘが大き過ぎると容量が低下するため、該容量の観点からＡＢｘが５．３５以下であるのがさらに好ましい。 また、出力特性の観点からは、ＡＢｘは４．８５以上であるのが好ましく、中でも４．９０以上であるのがより好ましく、その中でも４．９５以上であるのがさらに好ましい。 [0023] 本水素吸蔵合金において、上記ＭｍはＬａを含有する希土類元素であればよく、例えばＬａを含む希土類系の混合物（ミッシュメタル）を挙げることができる。この際、混合物（ミッシュメタル）中のＬａ量は、６０～１００質量％であるのが好ましく、中でも７０質量％以上或いは９０質量％以下、その中でも７５質量％以上或いは８５質量％以下であるのがさらに好ましい。 また、混合物（ミッシュメタル）中のＬａ量は７０質量％以上であるのが好ましく、中でも８５質量％以上、その中でも９０質量％以上であるのがさらに好ましい。 前記希土類系の混合物（ミッシュメタル）中にはＬａ以外に、Ｃｅ、Ｐｒ及びＮｄのうちの少なくとも１種又は２種以上の組み合わせを含んでいてもよいし、さらにその他の元素を含んでいてもよい。 上記Ｍｍの一例を挙げると、Ｌａのみからなるもの、又は、Ｌａ及びＣｅからなるもの、又は、Ｌａ及びＣｅのほかにＰｒ、Ｎｄ、Ｓｍ等の希土類を含むものなどを挙げることができる。この際、例えばＣｅ(３ｗｔ％～１０ｗｔ％)、Ｌa(１５ｗｔ％～４０ｗｔ％)、Ｐｒ、Ｎｄを主要構成元素とする希土類混合物を挙げることができる。 より具体的な例として、Ｌａの含有量が水素吸蔵合金中１５ｗｔ％～３５ｗｔ％、中でも１８ｗｔ％以上或いは３４ｗｔ％以下、その中でも２０ｗｔ％以上或いは３３ｗｔ％以下であるのが好ましく、Ｃｅの含有量は水素吸蔵合金中０ｗｔ％～１０ｗｔ％、中でも９ｗｔ％以下、その中でも特に８．５ｗｔ％以下であるのが好ましい。 [0024] 本水素吸蔵合金において、Ａｌの含有量（モル比）に対するＭｎの含有量（モル比）の割合（Ｍｎ／Ａｌ）は１．５６未満であるのが好ましい。 本水素吸蔵合金において、当該Ｍｎ／Ａｌが１．５６未満であれば、水素吸蔵の平衡圧（プラトー圧）が低いため好ましい。但し、当該Ｍｎ／Ａｌが小さ過ぎると、Ａｌが溶出することにより正極の特性低下を招くなどの問題が生じる可能性がある。 かかる観点から、本水素吸蔵合金において、Ａｌの含有量（モル比）に対するＭｎの含有量（モル比）の割合（Ｍｎ／Ａｌ）は０．６０以上１．５６未満であるのが好ましく、中でも１．１５以上、その中でも１．１７以上或いは１．４０以下、その中でも１．３６以下であるのが特に好ましい。」 「[0030] 本水素吸蔵合金は、上記元素のほか、例えばＴｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｓｉ，Ｃａ，Ｐｂ，Ｃｄ，Ｍｇ、Ｃｏなどの元素を不可避不純物として含有していてもよい。但し、これら元素の含有量は、性能に影響しない量、すなわち０．０５質量％程度未満であるのが好ましい。」 「[0033]（ａ軸長） 本水素吸蔵合金は、粉末Ｘ線回折測定から得られるa軸長が５．０２オング以上５．０８オング以下（当審注：Ａの上に○を書くオングストロームの単位が表示できないので、オングストロームの単位を以下「オング」と表示する。）であるのが好ましい。 本水素吸蔵合金のa軸長が５．０２オング以上であれば、電池寿命や微粉化特性を維持できるから好ましく、５．０８オング以下であれば水素吸蔵特性及び出力特性も維持できるから好ましい。 かかる観点から、本水素吸蔵合金のa軸長は、５．０２オング以上５．０８オング以下であるのが好ましく、中でも５．０３オング以上或いは５．０７オング以下、その中でも５．０３オング以上或いは５．０６オング以下であるのがさらに好ましい。 本水素吸蔵合金のa軸長を上記範囲に調整するには、例えば熱処理条件の調整などすればよい。但し、この方法に限定するものではない。」 「[0035]＜本水素吸蔵合金の製造方法＞ 本水素吸蔵合金は、例えば、所定の合金組成となるように各水素吸蔵合金原料を秤量及び混合し、例えば誘導加熱による高周波加熱溶解炉を用いて上記水素吸蔵合金原料を溶解して溶湯となし、これを鋳型、例えば水冷型の鋳型に流し込んで、例えば１３５０～１５５０℃の鋳湯温度で鋳造し、所定の熱処理を行い、その後、粉砕することにより得ることができる。 但し、本水素吸蔵合金の製造方法がこのような製法に限定されるものではない。 [0036] 熱処理する際の雰囲気は不活性ガス、例えばＡｒ、Ｎ2などが好ましい。 熱処理する際の温度制御としては、９００～１１００℃の温度（「熱処理温度」と称する）を１～１０時間維持する熱処理を行い、次いで、５００℃まで降温速度１０～３０℃／分で冷却後、１００℃以下まで自然冷却し、その後、前記と同条件にて熱処理及び冷却を２回或いは３回以上行うのがより好ましい。 上記熱処理において、１回の熱処理時間は１時間以上１０時間以下が好ましく、中でも２時間以上或いは８時間以下、さらに２時間以上或いは６時間以下であるのが好ましい。」 「[0047]（実施例１） 各元素の質量比率が、Ｍｍ：３２．３８、Ｎｉ：６０．７６、Ｍｎ：４．９５、Ａｌ：１．９１となるように原料を秤量し、混合した。 なお、Ｍｍは、Ｌａのみからなるものを用いた。 [0048] 得られた混合物をルツボに入れて高周波溶解炉に固定し、１０－４～１０－５Ｔｏｒｒまで減圧した後、アルゴンガスを導入し、アルゴンガス雰囲気中で１４５０℃まで加熱し、次いで総質量２００ｋｇの水冷式銅鋳型に１０ｋｇの溶湯を２ｋｇ／秒で流し込み、水素吸蔵合金を得た。さらに、得られた水素吸蔵合金をステンレス鋼製容器に入れて真空熱処理装置にセットし、アルゴンガス雰囲気中で熱処理を行い、水素吸蔵合金（インゴット）を得た。 [0049] この際、熱処理は、アルゴンガス雰囲気中で９１３℃まで１時間で昇温し、さらに１０６３℃まで３０分、１０７３℃まで１０分で昇温し、１０７３℃を５時間維持するように高温保持処理を行った後、降温速度２０℃／分で５００℃まで冷却し、次いで１００℃以下まで自然冷却した。 [0050] 次に、Ｆｕｊｉ Ｐａｕｄｌ社製ジョークラッシャー（型式１０２１－Ｂ）と吉田製作所製ブラウンミル（型式１０２５－ＨＢＧ）とを用いて、上記の水素吸蔵合金（インゴット）を５００μｍの篩目を通過する粒子サイズ（－５００μｍ）まで粗砕した。 [0051] 得られた水素吸蔵合金（サンプル）は、ＩＣＰ分析により、ＬａＮｉ4.44Ａｌ0.30Ｍｎ0.39（ＡＢｘ＝５．１３）であることが確認された。 [0052] （実施例２－１０及び比較例１－７） 実施例１において、原料組成を変更して、表１及び表２に示すような組成とした以外、実施例１と同様にして水素吸蔵合金（サンプル）を得た。」 「[0067] [表１] ［図：0001392082000010.jpg］ 」 「[0068] [表２] ［図：0001392082000011.jpg］ 」（一部のみ抜粋） イ 甲２に記載された発明 （ア）表１及び表２に実施例５として記載された水素吸蔵合金に注目すると、 ・当該合金の組成は、表２の成分（ｍｏｌ）の割合から、 Ｌａ１．００Ｃｅ０．００Ｎｉ４．５７Ｃｏ０．００Ｍｎ０．３８Ａｌ０．２７であり、 ・当該合金は、ＣａＣｕ５型結晶構造、すなわちＡＢ５型の結晶構造の母相を有する水素吸蔵合金であり（[0019]）、 ・当該合金は、ＡＢｘ組成において、ＡサイトがＬａであり、ＢサイトがＮｉ、Ｍｎ、Ａｌであり（[0020]参照。）、 ・当該合金における、Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）＝０．２７／０．３８＝０．７１であり、 ・ａ軸長は５．０４３オング（５．０４３の単位がオングストローム（オング）であることは、[0033]の記載に基づく。）であり、 ・当該合金のＢ／Ａ（ＡＢｘ組成におけるＡサイトを構成する元素の合計モル数に対するＢサイトを構成する元素の合計モル数の比率のことであり、「ＡＢｘ」とも表示される。[0022]参照。）は５．２２である（当審注：表２では５．２３と記載されているが、Ｎｉ、Ｍｎ、Ａｌの組成比を加えた５．２２を採用した。）。 （イ）したがって、甲２には次の「水素吸蔵合金」が記載されているものと認められる（以下「甲２発明」という。）。 「ＣａＣｕ５型の結晶構造すなわちＡＢ５型の結晶構造の母相を有している水素吸蔵合金であって、 組成がＬａ１．００Ｃｅ０．００Ｎｉ４．５７Ｃｏ０．００Ｍｎ０．３８Ａｌ０．２７であり、 Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）が０．７１であり、 ａ軸長は５．０４３オングであり、 Ｂ／Ａは５．２２である、水素吸蔵合金。」 （３）甲３の記載、及び甲３に記載された発明 ア 甲３には、「低Ｃo水素吸蔵合金」（発明の名称）に関して、次の記載がある。 「[0001] 本発明は、CaCu5型の結晶構造を有するAB5型水素吸蔵合金に関し、詳しくは合金中のコバルトの含有割合が極めて少なく、それでいて電気自動車及びハイブリッド自動車用途等で特に要求される出力特性、活性、寿命特性を備えた低Co水素吸蔵合金に関する。」 「[0004] 本発明者らの研究グループは、これらの中でCaCu5型の結晶構造を有するAB5型水素吸蔵合金、詳しくはAサイトに希土類系の混合物であるMm(ミッシュメタル)を用い、BサイトにNi、Al、Mn、Coの4元素を用いてなるMm-Ni-Mn-Al-Co合金に着目し研究を進めてきた。この種のMm-Ni-Mn-A1-Co合金は、他の合金組成に比べて、比較的安価な材料で負極を構成でき、しかもサイクル寿命が長ぐ、過充電時の発生ガスによる内圧上昇が少ない密閉型ニッケル水素蓄電池を構成できるなどの特徴を備えている。 [0005] ところで、Mm-Ni-Mn-Al-Co合金の構成元素において、Coは合金の微粉化を抑制し、寿命特性の向上に効果を発揮する重要な元素であるため、従来は10重量％程度のCo(モル比で0.6～1.0)を配合するのが一般的であった。しかし、Coは非常に高価な金属であり、今後の水素吸蔵合金の利用拡大を考慮するとCoを低減することが好ましいが、Coを低減すれば出力特性や寿命特性の低下につながるため、出力特性及び寿命特性を維持しつつCoを低減することが研究課題の一つであった。特に電気自動車(EV：ElectricVehicle)及びハイブリッド自動車(HEV：Hybrid Electric Vehicle;電気モータと内燃エンジンという2つの動力源を併用した自動車）用電源等への利用開発にあたり、Coを低減しつつ出力特性と寿命特性を高水準に維持することが必須の課題であった。」 「[0014] そこで本発明は、Coの含有率を更に低い水準まで低減させたとしても、特に寿命特性を高水準にすることができる低Co水素吸蔵合金を提供せんとするものである。」 「[0050] 本発明の水素吸蔵合金は、一般式MmNiaMnbAlcCod(式中、Mmはミッシュメタル、4.0≦a≦4.7、0.30≦b≦0.65、0.20≦c≦0.50、0<d≦0.35、5.2≦a+b+c+d≦5.5)又は一般式(式中、Mmはミッシュメタル、4.0≦a≦4.7、0.30≦b≦0.65、0.20≦c≦0.50,0<d≦0.35,0<e≦0.11、5.2≦a+b+c+d+e≦5.5)で表すことができるCaCu5型結晶構造を有する低Co水素吸蔵合金であって、当該CaCu5型結晶構造の結晶格子のa軸長が499.Opm以上であり、かつc軸長が405.Opm以上の範囲にあり、さらに45°Cにおける圧力－組成等温線図（PCT曲線）において、水素吸蔵量(H/M)O.5における平衡水素圧（以下「プラトー圧」ともいう）が0.06MPa以下であることを特徴とする、CaCu5型結晶構造を有するABx型の低Co水素吸蔵合金である。 [0051] 本発明の低Co水素吸蔵合金は、ABx組成におけるAサイトを構成する元素の合計モル数に対するBサイトを構成する元素の合計モル数の比率a+b+c+d又はa+b+c+d+e(この比率を「ABx」或いは「a+b+c+d(+e)」とも称する）が、5. 2≦ABx≦5.5であるから、Bサイトリッチの非化学量論組成からなるものである。この範囲のABxであれば、電池寿命や微粉化特性の低下を抑制できる一因をなし、水素吸蔵 特性及び出力特性の低下も抑制することができる。このような観点から、ABxは5.25以上であるのがより好ましく、また5.45以下であるのがより好ましい。 [0052] 本発明の低Co水素吸蔵合金にいて、出力特性(特にパルス放電特性)、活性(活性度)及び寿命特性を向上させる観点から、a軸長は499.Opm以上であるのが好ましく、503.Opm以下であるのが好ましい。特に499.7pm以上であるのがより好ましく、502.7pm以下であるのがより好ましい。他方、c軸長は405.Opm以上であるのがより好ましく、408.Opm以下であるのがより好ましい。中でも特に405.6pm以上であるのがより好ましく、407.4pm以下であるがより好ましい。 [0053] 例えば、a軸長が499.7pm～501.2pmであり、c軸長が405.6pm～406.2pmである場合は好ましい一例である。」 「[0059] ハイブリッド自動車の用途に求められる水準の高耐久性を維持するためには、50サイクル後の微粉化残存率（％))が50%以上であることが必要である。上述のようにABxの範囲毎にa軸長及びc軸長を制御することにより、Coの組成割合(モル比）が0.35以下であるから安価で、しかも上述のように次世代ハイブリツド自動車用電池の負極活物質に要求される高耐久性を満足する水素吸蔵合金を提供することができる。」 「[0062] Coの割合（d)は、0<d≦0.35、好ましくは0<d≦0.3、更に好ましくは0<d≦0.2の範囲内で調整するのがよい。0<d≦0.35の範囲内であれば、水素吸蔵特性や微粉化特性を劣化させることもなく、しかも充分にコスト削減の利益を享受できる。」 「[0067] 上記組成において「Mm」は、少なくともLa及びCeを含む希土類系の混合物（ミッシュメタル）であればよい。通常のMmは、La及びCeのほかにPr、Nd、Sm等の希土類を含んでいる。例えばCe(40～50%)、La(20～40%)、Pr、 Ndを主要構成元素とする希土類混合物を挙げることができる。Mm中のLaの含有量は、Mm中の含有量において 10～90質量％、特に10～85質量％、中でも15～30重量％、その中でも特に18～30重量％であるのが好ましい。」 「[0081] 例えば、水素吸蔵合金原料を秤量、混合し、この混合物を溶解して鋳造し、次いで熱処理するようにして水素吸蔵合金を製造すればよく、この際、鋳造条件(鋳造方法、鋳造温度、冷却速度など）、熱処理条件などの製造条件を合金組成に合わせて適宜選択、制御することによって、結晶格子のa軸長及びc軸長を所定範囲に調整することができる。多くの場合、鋳造における冷却速度を速くすれば結晶格子のa軸長及びc軸長を変化させることができ、また、熱処理温度を高くすれば多くの場合には結晶格子のc軸長を成長させることができる。但し、合金種によっては熱処理温度が低温であってもc軸長が成長するものもあるから、合金種によって適宜制御することが必要である。」 「[0087] ここでは、鋳型鋳造法による製造方法の一例について説明する。 [0088] 先ず、所望の合金組成となるように、水素吸蔵合金原料を秤量、混合し、例えば誘導加熱による高周波加熱溶解炉を用いて、上記水素吸蔵合金原料を溶解して溶湯となす。これを鋳型、例えば水冷型の鋳型に流し込んで水素吸蔵合金を1350～1550℃で鋳造し、所定の冷却速度(所定の冷却水量)で冷却する。この際の鋳湯温度は1200～1450℃とする。なお、ここでいう鋳造温度とは、鋳造開始時(鋳型注ぎ込み前）のルツボ内溶湯温度であり、鋳湯温度とは鋳型注ぎ込み口温度(鋳造前温度）である。 [0089] 次に、得られた水素吸蔵合金を不活性ガス雰囲気中、例えばアルゴンガス中で熱処理する。熱処理条件は1040～1080℃、3～6時間が好ましい。」 「実施例 [0098] 以下、本発明を実施例に基づき具体的に説明する。 [0099][サンプルの作製] 表1に示した合金組成となるように、各水素吸蔵合金原料を秤量、混合し、その混合物をルツボに入れて高周波溶解炉に固定し、10-4Torr以下まで真空状態にした後、アルゴンガス雰囲気中で加熱溶解して水冷式銅鋳型に流し込み、表2に示した鋳造温度で鋳造を行い、表2に示した冷却水量で冷却を行い、合金を得た。さらに、この合金をアルゴン雰囲気中で1060℃、6時間の熱処理を行い、インゴット状の水素吸蔵合金（サンプル1～37)を得た。 [0100] なお、Ceの含有量については表1に示した範囲内であることは確認できているが、より詳細な定量はできていない。また、不純物については定量できていない。 [0101][表１] ［図：0001392082000012.jpg］ 」 「[0125][表２] ［図：0001392082000013.jpg］ 」（一部のみ抜粋） イ 甲３に記載された発明 （ア）表１及び表２にサンプル１０として記載された水素吸蔵合金に注目すると、 ・当該合金の組成は、表１の割合（Ｍｍのモル比を１として各元素のモル比が記載されているものと解される。）から、Ｍｍ１Ｎｉ４．２５Ｍｎ０．６０Ａｌ０．３５Ｃｏ０．１０であり、 ・当該合金において、Ｍｍは、少なくともLa及びCeを含む希土類系の混合物、即ちミッシュメタルであり（[0067]）、Ｌａ２６ｗｔ％、Ｃｅ１０～１５ｗｔ％を含有し（[表１]）、さらにその他希土類を適量含有するものであり（[表１]の右下＊の記載参照。また、[0067]によれば、ＣeとＬaの最大含有量がそれぞれ５０％、４０％であるから、サンプル１０においてもＭｍ中にはＣeとＬa以外に少なくとも１０％程度のその他希土類が含まれると認められる。）、 ・当該合金は、ＣａＣｕ５型結晶構造を有するＡＢｘ型の低Ｃｏ水素吸蔵合金であり（[0050]）、 ・当該合金における、Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）＝０．３５／０．６０＝０．５８であり、 ・ａ軸長は４９９．７ｐｍ、ｃ軸長は４０７．４ｐｍであるから（[表２]）、ａ軸長に対するｃ軸長の比は、４０７．４÷４９９．７＝０．８１５２であり、 ・当該合金のＡＢｘ組成におけるＡサイトを構成する元素の合計モル数に対するＢサイトを構成する元素の合計モル数の比率a+b+c+d(この比率を「ABx」とも称する）が、４．２５＋０．１０＋０．６０＋０．３５＝５．３０である。 （イ）したがって、甲３には次の「水素吸蔵合金」が記載されているものと認められる（以下「甲３発明」という。）。 「ＣａＣｕ５型の結晶構造を有するＡＢｘ型の低Ｃｏ水素吸蔵合金であって、 その組成がＭｍ１Ｎｉ４．２５Ｍｎ０．６０Ａｌ０．３５Ｃｏ０．１０であり、 Ｍｍはミッシュメタルであり、Ｌａ２６ｗｔ％、Ｃｅ１０～１５ｗｔ％を含有し、さらにその他希土類を適量含有するものであり、 Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）が０．５８であり、 ａ軸長に対するｃ軸長の比は０．８１５２であり、 ＡＢｘ組成におけるＡサイトを構成する元素の合計モル数に対するＢサイトを構成する元素の合計モル数の比率ＡＢｘが５．３０である、低Ｃo水素吸蔵合金。」 （４）甲４の記載、及び甲４に記載された発明 ア 甲４には、「低Ｃo水素吸蔵合金」（発明の名称）に関して、次の記載がある。 「[0001] 本発明は、CaCu5型の結晶構造を有するAB5型水素吸蔵合金に関し、詳しくは合金中のコバルトの含有割合が極めて少なく、それでいて電気自動車及びハイブリッド自動車用途等で特に要求される出力特性、活性、寿命特性を備えた低Co水素吸蔵合金に関する。」 「[0004] 本発明者らの研究グループは、中でもCaCu5型の結晶構造を有するAB5型水素吸蔵合金、詳しくはAサイトに希土類系の混合物であるMm(ミッシュメタル）を用い、BサイトにNi、Al、Mn、Coの4元素を用いてなるMm-N-Mn-Al-Co合金に着目し研究を進めてきた。この種のMm-Ni-Mn-Al-Co合金は、La系の合金に比べて比較的安価な材料で負極を構成でき、しかもサイクル寿命が長く、過充電時の発生ガスによる内圧上昇が少ない密閉型ニッケル水素蓄電池を得ることができるなどの特徴を備えている。 [0005] ところで、Mm-Ni-Mn-Al-Co合金の構成元素において、Coは合金の微粉化を抑制し、寿命特性の向上に効果を発揮する重要な元素であったため、従来は10重量％程度のCo(モル比で0.6～1.0)が配合するのが一般的であった。しかし、Coは非常に高価な金属であり、今後の水素吸蔵合金の利用拡大を考慮するとCoを低減することが好ましいが、Coを低減すれば出力特性や寿命特性の低下につながるため、出力特性及び寿命特性を維持しつつCoを低減することが研究課題であった。特に電気自動車（EV： Electric Vehicle)及びハイブリッド自動車（HEV：Hybrid Electric Vehicle;電気モータと内燃エンジンという2つの動力源を併用した自動車)用電源等への利用開発を進めるには、出力特性及び寿命特性を高水準に維持することが必須の課題であった。」 「[0010] 上述のように、本発明者が属する研究グループは、以前に低Co組成の水素吸蔵合金であってもc軸の格子長を所定の範囲に制御することにより電池の寿命特性を維持できることを提案したが、次世代電気自動車及びハイブリッド自動車のための開発を進めるうち、Coをさらに低減し、かつ出力特性(特にパルス放電特性）、活性(活性度）及び寿命特性を高水準に維持するためには「c軸の格子長を制御する」という発想では限界があることが分かってきた。 そこで本発明の目的は、Coの含有率を更に低い水準まで低減させたとしても、出力特性(特にパルス放電特性)、活性(活性度)及び寿命特性を高水準にすることができる低Co水素吸蔵合金を提供することにある。」 「[0012] 本発明は、一般式MmNiaMnbAlcCod(式中、Mmはミッシュメタル、4.0≦a≦4.7、0.3≦b≦0.65、0.2≦c≦0.5、0<d≦0.35、5.2≦a+b+c+d≦5.5)又は一般式MmNiaMnbAlcCodFee (式中、Mmはミッシュメタル、4.0≦a≦4.7、0.3≦b≦0.65、0.2≦c≦0.5、0<d≦0.35、0<e≦0.11、5.2≦a+b+c+d+e≦5.5)で表すことができるCaCu5型結晶構造を有する低Co水素吸蔵合金であって、当該CaCu5型結晶構造の結晶格子のa軸長が499pm以上であり、かつc軸長が4.05pm以上であることを特徴とする低Co水素吸蔵合金を提案するものである。」 「[0017] 本発明の水素吸蔵合金は、一般式MmNiaMnbAlcCod(式中、Mmはミッシュメタル、4.0≦a≦4.7、0.3≦b≦0.65、0.2≦c≦0.5,0<d≦0.35、5.2≦a+b+c+d≦5.5)又は一般式MmNiaMnbAlcCodFee (式中、 Mmはミッシュメタル、4.0≦a≦4.7、0.3≦b≦0.65、0.2≦c≦0.5、0<d≦0.35、0<e≦0.11、5.2≦a+b+c+d+e≦5.5)で表すことができるCaCu5型結晶構造を有する低Co水素吸蔵合金であって、当該CaCu5型結晶構造の結晶格子のa軸長が499pm以上であり、かつc軸長が405pm以上の範囲にあるCaCu5型結晶構造を有するABx型の低Co水素吸蔵合金である。 [0018] 本発明の低Co水素吸蔵合金は、ABx組成におけるAサイトを構成する元素の合計モル数に対するBサイトを構成する元素の合計モル数の比率a+b+c+d(この比率をABxとも称する）が、5.2≦ABx≦5.5であるから、Bサイトリッチの非化学量論組成からなるものである。この範囲のABxであれば、電池寿命や微粉化特性を維持することができ、しかも水素吸蔵特性及び出力特性も維持することができる。ただし、中でもABxが5.25以上が好ましく、又5.45以下であるのが好ましい。 [0019] また、本発明の低Co水素吸蔵合金において、a軸長は499以上であるのが好ましく、503pm以下であるのが好ましい。特に499.7以上であるのがより好ましく、502.7pm以下であるのがより好ましい。他方、c軸長は405以上であるのがより好ましく、408pm以下であるのがより好ましい。中でも特に405.6以上であるのがより好ましく、407.4pm以下であるがより好ましい。 例えば、a軸長が499.7～501.2pmであり、c軸長が405.6～406.2pmである場合は好ましい一例である。」 「[0021] それぞれのABxの範囲によって上記の範囲のa軸長及びc軸長に制御することにより、ハイブリッド自動車に求められる寿命特性、すなわち、水素吸蔵合金を粉砕し、篩い分けして粒度20～53μmの範囲に調整して水素吸蔵合金粉末とし、この水素吸蔵合金粉末の平均粒径（；サイクル前粒度、Ｄ50)を粒度分布測定装置により測定した後、この水素吸蔵合金粉末2gを秤量してPCTホルダー中に入れ、1.75Mpaの水素圧で2回表面洗浄し、次いで3MPaの水素を導入するようにして活性化を2回行い、次に、PCT装置により、水素吸蔵合金粉末2.0gに3MPaの水素ガスを導入して水素を吸蔵させ、45°Cにて水素脱着を50回繰り返すサイクル試験を行い、50サイクル試験後の水素吸蔵合金粉末の平均粒径（；サイクル後粒度、Ｄ50)を粒度分布測定装置により測定したときの、サイクル前粒度に対するサイクル後粒度の割合(微粉化残存率（％))が50%以上を示す寿命特性、を備えた水素吸蔵合金とすることができる。」 「[0023] Coの割合（d)は、0<d≦0.35、好ましくは0<d≦0.3、更に好ましくは0<d≦0.2の範囲内で調整するのがよい。0<d≦.35の範囲内であれば、水素吸蔵特性や微粉化特性を劣化させることもなく、しかも充分にコスト削減の利益を享受できる。・・・」 「[0024] なお、上記組成において「Mm」は、La、Ce、Pr、Nd、Sm等の希土類系の混合物であるミッシュメタルである。例えばCe(40～50%)、La(20～40%)、 Pr、Ndを主要構成元素とした希土類を挙げることができる。Mm中のLaの含有量は、一般的には水素金属合金に対して15～30重量％、特に18～30重量％であるのが好ましい。」 「[0026] 例えば、水素吸蔵合金原料を秤量、混合し、この混合物を鋳造し、次いで熱処理するようにして水素吸蔵合金を製造すればよぐこの際、鋳造条件(鋳造方法、鋳造温度、冷却速度など）、熱処理条件などの製造条件を合金組成に合わせて適宜選択、制御することによって、結晶格子のa軸長及びc軸長を所定範囲に調整することができる。一般的には鋳造における冷却速度を速くすれば結晶格子のc軸長を成長させることができ、また、熱処理温度を高くしても一般的には結晶格子のc軸長を成長させることができる。但し、合金種によっては熱処理温度が低温であってもc軸長が成長するものもあるから、合金種によって適宜制御することが必要である。 また、結晶格子のa軸長及びc軸長をともに所定範囲内に入るように調整するには、結晶を均質に成長させることも重要な要素の一つである。結晶の均質化を図るためには、熱処理のほかにも、例えば特開2002?212601号に開示されているように、熱処理前の合金を分級して合金粉末の粒径を制御することも有効であるとも考えられる。よって、このような手段も結晶格子のa軸長及びc軸長を所望の範囲に調整する手段の一つとして採用することが可能である。」 「[0028] ここでは、鋳型鋳造法による製造方法の一例について説明する。 先ず、所望の合金組成となるように、水素吸蔵合金原料を秤量、混合し、例えば誘導加熱による高周波加熱溶解炉を用いて、上記水素吸蔵合金原料を溶解して溶湯となす。これを鋳型、例えば水冷型の鋳型に流し込んで水素吸蔵合金を1350～1550℃で鋳造し、所定の冷却速度（所定の冷却水量)で冷却する。この際の鋳湯温度は1200～1450℃とする。なお、ここでいう鋳造温度とは、鋳造開始時のルツボ内溶湯温度であり、鋳湯温度とは鋳型注ぎ込み口温度(鋳型前温度）である。 次に、得られた水素吸蔵合金を不活性ガス雰囲気中、例えばアルゴンガス中で熱処理する。熱処理条件は1040～1080℃、3～6時間が好ましい。」 「実施例 [0030] 以下、本発明を実施例に基づき具体的に説明する。 [0031][サンプルの作製] 表１に示した合金組成となるように、各水素吸蔵合金原料を秤量、混合し、その混合物をルツボにいれて高周波溶解炉に固定し、10-4Torr以下まで真空状態にした後、アルゴンガス雰囲気中で加熱溶解して水冷式銅鋳型に流し込み、表２に示した鋳造温度で鋳造を行い、表２に示した冷却水量で冷却を行い、合金を得た。さらに、この合金をアルゴン雰囲気中で1060℃、6時間の熱処理を行い、インゴット状の水素吸蔵合金(サンプル1～33)を得た。」 「[0032][表１] ［図：0001392082000014.jpg］ 」 イ 甲４に記載された発明 （ア）表１及び表２にサンプル１０として記載された水素吸蔵合金に注目すると、 ・当該合金の組成は、表１の割合（Ｍｍのモル比を１として各元素のモル比が記載されているものと解される。）から、Ｍｍ１Ｎｉ４．２５Ｍｎ０．６０Ａｌ０．３５Ｃｏ０．１０であり、 ・当該合金において、Ｍｍは、La、Ce、Pr、Nd、Sm等の希土類系の混合物であるミッシュメタルであり（[0024]）、Ｌａ２６ｗｔ％、Ｃｅ１０～１５ｗｔ％を含有し（[表１]）、さらにその他希土類を適量含有するものであり（[表１]の右下＊の記載参照。また、[0024]によれば通常、ＣeとＬa以外に少なくとも１０％程度のその他希土類が含まれる。）、 ・当該合金は、ＣａＣｕ５型結晶構造を有するＡＢｘ型の低Ｃｏ水素吸蔵合金であり（[0017]）、 ・当該合金における、Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）＝０．３５／０．６０＝０．５８であり、 ・ａ軸長は４９９．７ｐｍ、ｃ軸長は４０７．４ｐｍであるから（[表２]）、ａ軸長に対するｃ軸長の比は、４０７．４÷４９９．７＝０．８１５２であり、 ・当該合金のＡＢｘ組成におけるＡサイトを構成する元素の合計モル数に対するＢサイトを構成する元素の合計モル数の比率a+b+c+d(この比率をABxとも称する）が、４．２５＋０．１０＋０．６０＋０．３５＝５．３０である。 （イ）したがって、甲４には次の「水素吸蔵合金」が記載されているものと認められる（以下「甲４発明」という。）。 「ＣａＣｕ５型の結晶構造を有するＡＢｘ型の低Ｃｏ水素吸蔵合金であって、 その組成がＭｍ１Ｎｉ４．２５Ｍｎ０．６０Ａｌ０．３５Ｃｏ０．１０であり、 Ｍｍはミッシュメタルであり、Ｌａ２６ｗｔ％、Ｃｅ１０～１５ｗｔ％を含有し、さらにその他希土類を適量含有するものであり、 Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）が０．５８であり、 ａ軸長に対するｃ軸長の比は０．８１５２であり、 ＡＢｘ組成におけるＡサイトを構成する元素の合計モル数に対するＢサイトを構成する元素の合計モル数の比率ＡＢｘが５．３０である、低Ｃo水素吸蔵合金。」 （５）甲５の記載、及び甲５に記載された発明 ア 甲５には「低Ｃｏ水素吸蔵合金」（発明の名称）に関して、次の記載がある。 「【0001】 本発明は、ＣａＣｕ5型の結晶構造を有するＡＢ5型水素吸蔵合金に関し、詳しくはＣｏ量を低減した低Ｃｏ水素吸蔵合金とその用途に関する。」 「【0004】 本発明が対象とするＡＢ5型水素吸蔵合金、詳しくはＡサイトに希土類系の混合物であるＭｍ（ミッシュメタル）を用い、ＢサイトにＮｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｏの４元素を用いてなるＭｍ-Ｎｉ-Ｍｎ-Ａｌ-Ｃｏ合金は、Ｌａ系の合金に比べて安価な材料で負極を構成でき、しかもサイクル寿命が比較的長く、過充電時の発生ガスによる内圧上昇も少ないという特徴を備えている。 【0005】 Ｍｍ-Ｎｉ-Ｍｎ-Ａｌ-Ｃｏ合金の構成組成において、Ｃｏは合金の微粉化を抑制し、寿命特性等の向上に寄与する重要な元素である。そのため、従来の一般的なＭｍ-Ｎｉ-Ｍｎ-Ａｌ-Ｃｏ系合金では１０重量％程度のＣｏ（原子比で０．６～１．０）を含有するものが多かった。しかし、Ｃｏは非常に高価な金属であるため、Ｃｏの含有率が高いとそれだけ原料コストが高くなる。今後の工業的利用拡大を図るためにはＣｏを低減する必要があるが、前述のようにＣｏは寿命特性等に寄与する重要な元素であるため、如何にしてＣｏ量を低減しつつ寿命特性等の電池特性を維持するかが重要な開発課題となっている。」 「【発明が解決しようとする課題】 【0011】 本発明者がＭｍ-Ｎｉ-Ｍｎ-Ａｌ-Ｃｏ合金においてＣｏの低減と寿命特性について鋭意研究を進めた結果、Ｃｏ量を低減した特定の水素吸蔵合金は特定のＨ／Ｍ領域で使用する場合には、寿命特性（サイクル特性）を含めて優れた電池特定を示すことを発見し、かかる知見に基づき本発明を提案するものである。」 「【0021】 本発明の低Ｃｏ水素吸蔵合金は、一般式ＭｍＮｉaＭｎbＡｌcＣｏd（式中、Ｍｍはミッシュメタル、３．７≦ａ≦４．７、０．３≦ｂ≦０．６５、０．２≦ｃ≦０．５、０．０５＜ｄ≦０．６５、４．９≦ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ≦５．５）で表すことができるＣａＣｕ5型結晶構造を有する低Ｃｏ水素吸蔵合金である。 【0022】 本発明の低Ｃｏ水素吸蔵合金は、ＡＢｘ組成におけるＡサイトを構成する元素の合計モル数に対するＢサイトを構成する元素の合計モル数の比率ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ（この比率をＡＢｘとも称する）が、４．９≦ＡＢｘ≦５．５である。この範囲のＡＢｘであれば、電池寿命や微粉化特性を維持することができ、しかも水素吸蔵特性及び出力特性も維持することができる。ただし、中でもＡＢｘが５．２５以上５．４５以下であるのが好ましい。」 「【0024】 Ｃｏの割合（ｄ）は、０．０５≦ｄ≦０．６５、好ましくは０．０５≦ｄ≦０．３、更に好ましくは０．０５≦ｄ≦０．２の範囲内で調整するのがよい。０．０５≦ｄ≦０．６５の範囲内であれば、少なくとも本用途においては水素吸蔵特性や微粉化特性が問題となることもなく、しかも充分にコスト削減の利益を享受できる。・・・ 【0025】 なお、上記組成において「Ｍｍ」は、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ等の希土類系の混合物であるミッシュメタルである。例えばＣｅ(４０～５０％)、Ｌa(２０～４０％)、Ｐｒ、Ｎｄを主要構成元素とした希土類を挙げることができる。Ｍｍ中のＬａの含有量は、一般的には水素金属合金に対して１８から３０重量％であるのが好ましい。」 「【0036】 （低Ｃｏ水素吸蔵合金の製造方法） 本発明の低Ｃｏ水素吸蔵合金の製造方法は特に限定するものではないが、一般式ＭｍＮｉaＭｎbＡｌcＣｏd（式中、Ｍｍはミッシュメタル、３．７≦ａ≦４．７、０．３≦ｂ≦０．６５、０．２≦ｃ≦０．５、０．０５＜ｄ≦０．６５、４．９≦ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ≦５．５）の合金組成となるように、各水素吸蔵合金原料を秤量、混合した上で、本発明の条件を満足するように製造方法及び製造条件を調整して水素吸蔵合金を製造すればよい。 【0037】 例えば、水素吸蔵合金原料を秤量、混合し、この混合物を鋳造し、次いで熱処理するようにして水素吸蔵合金を製造すればよく、この際、鋳造条件（鋳造方法、溶湯温度、鋳型形状）や熱処理条件などの製造条件を合金組成に合わせて適宜選択、制御することによって、本発明が特定する基準を満足する合金を製造することができる。 【0038】 一例としては、水素吸蔵合金原料を混合し、鋳造し、熱処理して水素吸蔵合金を製造する場合であれば、熱処理前の水素吸蔵合金のｃ軸長Ｃ1に対する熱処理後のｃ軸長Ｃ2の比率（Ｃ2／Ｃ1）が１．０００１～１．００６０、好ましくは１．００２０～１．００６０、中でも好ましくは１．００２７～１．００６０となるように熱処理条件を調整するようにする。 なお、一般的には熱処理温度を高くすれば結晶格子のｃ軸長を成長させることができるが、合金種によっては熱処理温度が低温であってもｃ軸長が成長するものもあるから、合金種によって適宜制御することが必要である。」 「【0042】 ［サンプルの作製］ 表１に示した合金組成となるように、各水素吸蔵合金原料を秤量、混合し、その混合物をルツボにいれて高周波溶解炉に固定し、１０-4Ｔｏｒｒ以下まで真空状態にした後、アルゴンガス雰囲気中で加熱溶解して水冷式銅鋳型に流し込み、１４３０℃（溶湯温度）で鋳造を行い、合金を得た（サンプル１～１７）。 それぞれのサンプル（合金）を、アルゴン雰囲気中で６００～１１００℃、３～６時間の熱処理を行い、インゴット状の水素吸蔵合金を得た。 なお、他の詳細な製造条件はいずれのサンプルも同一条件とした。 【0043】 【表1】 ［図：0001392082000015.jpg］ 」 「【0045】 ＜ａ軸長＞＜ｃ軸長＞ 水素吸蔵合金（インゴット）を粉砕し、篩い分けして-２０μｍ（２０μｍ以下）、２０μｍ～５３μｍ、５３μｍ以上に分級し、このうちの-２０μｍのものをガラスホルダーに詰めて粉体Ｘ線回折装置（ＲＩＧＡＫＵ製ＸＲＤ）に供した。ＣｕＫα線により１°／ｍｉｎの走査速度、１００?１５０°の角度で測定を行い、誤差関数測定法（wilsonpike法）により格子定数の精密化を行った上、ａ軸長（ｐｍ）及びｃ軸長（ｐｍ）を算出した。算出したａ軸長及びｃ軸長の値には±０．１ｐｍのばらつきがある。」 「【0060】 【表７】 ［図：0001392082000016.jpg］ 」（一部のみ抜粋。） イ 甲５に記載された発明 （ア）表１及び表７にサンプル１４として記載された水素吸蔵合金であって、熱処理条件が１０６０℃＊４ｈのものに注目すると、 ・当該合金の組成は、表１の割合（Ｍｍのモル比を１として各元素のモル比が記載されているものと解される。）から、Ｍｍ１Ｎｉ４．４０Ｍｎ０．４５Ａｌ０．３５Ｃｏ０．１０であり、 ・当該合金において、Ｍｍは、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ等の希土類系の混合物であるミッシュメタルであり（[0025]）、Ｌａを２２ｗｔ％含有し、Ｃｅを５～１０ｗｔ％含有し（[表１]）、さらに、ミッシュメタル中のＣｅ含有割合の最大値が５０％で、同Ｌａの含有割合の最大値が４０％のものが例示されていることから、残部には、Ｃｅ及びＬａ以外のその他の希土類を適量（少なくとも１０ｗｔ％程度）含有するものであり（[0025]）、 ・当該合金は、ＣａＣｕ５型結晶構造を有し、ＡＢｘ組成の低Ｃｏ水素吸蔵合金であり（[0021]、[0022]）、 ・当該合金における、Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）は、０．３５／０．４５＝０．７７であり、 ・ａ軸長に対するｃ軸長の比は、４０６．７÷５０１．２＝０．８１１４５２であり（表７の物性の欄参照）、 ・当該合金のＡＢｘ組成におけるＡサイトを構成する元素の合計モル数に対するＢサイトを構成する元素の合計モル数の比率a+b+c+d(この比率をＡＢｘとも称する）が５．３０である（表１のＡＢｘ参照）。 （イ）したがって、甲５には次の「水素吸蔵合金」が記載されているものと認められる。 「ＣａＣｕ５型の結晶構造を有するＡＢｘ組成の低Ｃｏ水素吸蔵合金であって、 上記組成がＭｍ１Ｎｉ４．４０Ｍｎ０．４５Ａｌ０．３５Ｃｏ０．１０であり、 Ｍｍはミッシュメタルであり、Ｌａ２２ｗｔ％とＣｅ５～１０ｗｔ％を含有し、さらにその他希土類を適量含有するものであり、 Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）が０．７７であり、 ａ軸長に対するｃ軸長の比は０．８１１４５２であり、 ＡＢｘ組成におけるＡサイトを構成する元素の合計モル数に対するＢサイトを構成する元素の合計モル数の比率ＡＢｘが５．３０である、低Ｃo水素吸蔵合金。」（「甲５―１４発明」という。） （ウ）続いて、サンプル１５、サンプル１６にも注目し、上記（ア）と同様に検討すると、次の「水素吸蔵合金」が記載されているものと認められる。 「ＣａＣｕ５型の結晶構造を有するＡＢｘ組成の低Ｃｏ水素吸蔵合金であって、 上記組成がＭｍ１Ｎｉ４．３１Ｍｎ０．５２Ａｌ０．３７Ｃｏ０．１０であり、 Ｍｍはミッシュメタルであり、Ｌａ２０ｗｔ％とＣｅ５～１０ｗｔ％を含有し、さらにその他希土類を適量含有するものであり、 Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）が０．７１であり、 ａ軸長に対するｃ軸長の比は０．８１１０９１であり、 ＡＢｘ組成におけるＡサイトを構成する元素の合計モル数に対するＢサイトを構成する元素の合計モル数の比率ＡＢｘが５．３０である、低Ｃo水素吸蔵合金。」（「甲５―１５発明」という。） 「ＣａＣｕ５型の結晶構造を有するＡＢｘ組成の低Ｃｏ水素吸蔵合金であって、 上記組成がＭｍ１Ｎｉ４．３５Ｍｎ０．５０Ａｌ０．３５Ｃｏ０．１０であり、 Ｍｍはミッシュメタルであり、Ｌａ２０ｗｔ％とＣｅ５～１０ｗｔ％を含有し、さらにその他希土類を適量含有するものであり、 Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）が０．７０であり、 ａ軸長に対するｃ軸長の比は０．８１２８９９であり、 ＡＢｘ組成におけるＡサイトを構成する元素の合計モル数に対するＢサイトを構成する元素の合計モル数の比率ＡＢｘが５．３０である、低Ｃo水素吸蔵合金。」（「甲５―１６発明」という。） （６）甲６の記載 ア 甲６には「アルカリ二次電池」（発明の名称）に関して、次の記載がある。 「【特許請求の範囲】 【請求項１】 水素の吸蔵・放出を行なう前のＢＥＴ法による比表面積をＳ0、８０℃で脱気後２０℃で水素吸蔵させ、８０℃で放出させる水素の吸蔵・放出を５回以下行なった時のＢＥＴ法による比表面積をＳnとした時、前記Ｓn／Ｓ0の比（Ｓ）が３０以下で、８ＮのＫＯＨ水溶液で１時間煮沸処理した後の飽和磁化が０．０１～１．０ｅｍｕ／ｇである水素吸蔵合金粉末を含む負極を備えたことを特徴とするアルカリ二次電池。」 「【００１６】前記飽和磁化は、前述したＳn／Ｓ0の比（Ｓ）が３０以下である水素吸蔵合金インゴットを粉砕し、得られた粉末を８ＮのＫＯＨ水溶液に浸漬し、１時間煮沸処理した後に測定されたものである。・・・ところで、水素吸蔵合金は、アルカリ水溶液と接触するとその表面のニッケル以外の金属がアルカリ水溶液中に溶出し、合金表面にニッケルの層が形成される。このニッケル層は、強磁性を示す。水素吸蔵合金表面にニッケル層が存在すると、この層が合金と水素の反応触媒となり、初期活性が向上される。但し、腐食の進行しやすい、すなわち、ニッケル以外の金属の溶出量が多いものは、結果的にニッケル層が多くなることから、飽和磁化が高くなるとサイクル寿命の低下を招く。従って、Ｓn／Ｓ0の比（Ｓ）が３０以下の水素吸蔵合金インゴットを機械粉砕し、得られた粉末の８ＮのＫＯＨ水溶液で１時間煮沸処理した後の飽和磁化を測定することによって、機械粉砕の際の酸化による表面状態の変化を測定することができる。・・・」 「【００２７】前記Ｓn／Ｓ0の比（Ｓ）が３０以下である水素吸蔵合金を衝撃式の粉砕機で粉砕し、得られた粉末の８ＮのＫＯＨ水溶液で１時間煮沸処理した後の飽和磁化を０．０１～１．０ｅｍｕ／ｇにすることによって、粉砕の際の酸化で合金粉末の表面状態が変化することによる初期活性の劣化や、サイクル寿命の低下を防止することができる。従って、機械粉砕により粉砕された水素吸蔵合金粉末を有する負極を備え、初期活性及びサイクル寿命の双方が優れたアルカリ二次電池を実現することができる。」 （７）申立理由１（甲１を主引例とする新規性・進歩性）について ア 本件発明１と甲１発明との対比 （ア）甲１発明の「ＣａＣｕ５型の結晶構造を有するマトリックス相ＬａＮｉ５」は、本件発明１の「ＣａＣｕ５型、すなわちＡＢ５型の結晶構造の母相」に相当する。 （イ）甲１発明の「組成がＬａ０．７Ｃｅ０．３Ｎｉ３．７５Ｍｎ０．３５Ａｌ０．１５Ｃｕ０．５５Ｆｅ０．０８６Ｂ０．１１４であり」のうち「Ｌａ０．７Ｃｅ０．３」は、「ＬａＮｉ５」のＬａ（Ａサイト）の一部がＣｅに置き換わったものと考えられるから、本件発明１の「ＡＢｘ組成におけるＡサイトをミッシュメタル（「Ｍｍ」と称する）が構成」し「前記ＭｍはＬａ及びＣｅからな」ることに相当する。 （ウ）甲１発明の「組成がＬａ０．７Ｃｅ０．３Ｎｉ３．７５Ｍｎ０．３５Ａｌ０．１５Ｃｕ０．５５Ｆｅ０．０８６Ｂ０．１１４であり」のうち「Ｎｉ３．７５Ｍｎ０．３５Ａｌ０．１５Ｃｕ０．５５Ｆｅ０．０８６Ｂ０．１１４」は、「ＬａＮｉ５」のＮｉ（Ｂサイト）の一部がＭｎ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｂに置き換わったものと考えられるから、甲１発明の「組成がＬａ０．７Ｃｅ０．３Ｎｉ３．７５Ｍｎ０．３５Ａｌ０．１５Ｃｕ０．５５Ｆｅ０．０８６Ｂ０．１１４であり」のうち「Ｎｉ３．７５Ｍｎ０．３５Ａｌ０．１５Ｃｕ０．５５Ｆｅ０．０８６Ｂ０．１１４」であることと、本件発明１の「Ｂサイトを」「Ｎｉ、Ｍｎ及びＡｌが構成する」こととは、Ｂサイトを少なくともＮｉ、Ｍｎ及びＡｌが構成する点で共通する。 （エ）甲１発明の「Ｃｏを含まず」は、本件発明１の「Ｍｍのモル比を１．００とした場合のＣｏのモル比が０．０以上０．１１以下であり」に相当する。 （オ）甲１発明の「Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）が０．４３」は、本件発明１の「Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）が０．３５～１．１０」に相当する。 （カ）甲１発明の「ｃ軸長とａ軸長の比率であるｃ／ａが０．８０９３」は、本件発明１の「ＣａＣｕ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率が０．８０９２以上であること」に相当する。 （キ）以上によれば、本件発明１と甲１発明の一致点及び相違点は以下のとおりである。 （一致点１） 「 ＣａＣｕ５型、すなわちＡＢ５型の結晶構造の母相を有する水素吸蔵合金であって、ＡＢｘ組成におけるＡサイトをミッシュメタル（「Ｍｍ」と称する）が構成する一方、Ｂサイトを少なくともＮｉ、Ｍｎ及びＡｌが構成する水素吸蔵合金であって、 前記ＭｍはＬａ及びＣｅからなり、Ｍｍのモル比を１．００とした場合のＣｏのモル比が０．０以上０．１１以下であり、 Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）が０．３５～１．１０であり、 当該ＣａＣｕ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率が０．８０９２以上である水素吸蔵合金。」の点。 （相違点１） ＡＢｘ組成におけるＢサイトについて、本件発明１では「Ｎｉ、Ｍｎ及びＡｌが構成する」のに対して、甲１発明では「Ｎｉ、Ｍｎ及びＡｌ」以外に「Ｃｕ、Ｆｅ、Ｂ」も構成する点。 イ 相違点についての検討 （ア）水素吸蔵合金を構成する元素について、本願の願書に添付した明細書（以下、「本件明細書」という。）には次のように記載されている。 「【0025】 本水素吸蔵合金は、本発明の効果に影響しない範囲で不純物を含むことを許容する。例えばＴｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｓｉ，Ｃａ，Ｐｂ，Ｃｄ，Ｍｇのいずれかの不純物を０．０５質量％程度以下であれば含んでいてもよい。」 （イ）上記（ア）の記載によれば、本件発明１の水素吸蔵合金には、Ａサイトを構成するＬａ及びＣｅ、Ｂサイトを構成するＮｉ、Ｃｏ、Ｍｎ以外に、不純物を含むことが許容されており、当該不純物とは発明の効果に影響しないものであって、０．０５質量％程度以下のものである。 （ウ）そこで、甲１発明の水素吸蔵合金のＢサイトを構成する「Ｃｕ、Ｆｅ、Ｂ」が、本件発明１における不純物に該当するものであるかについて検討する。 （エ）甲１発明の組成式「Ｌａ０．７Ｃｅ０．３Ｎｉ３．７５Ｍｎ０．３５Ａｌ０．１５Ｃｕ０．５５Ｆｅ０．０８６Ｂ０．１１４」は各元素の量比がモル比で表されているので、各元素の原子量を用いて下記表のとおり質量比に換算することができる。 ［図：0001392082000017.jpg］ 上記表の計算のとおり、甲１発明の水素吸蔵合金のＢサイトを構成する「Ｃｕ、Ｆｅ、Ｂ」の質量％は、０．０５質量％よりもはるかに大きい９．６８質量％である。 （オ）また、甲１の上記１イの記載によれば、甲１発明において「Ｃｕ、Ｆｅ、Ｂ」が含まれているのは、放電容量、高速放電性およびサイクル安定性を向上させるためであって、意図的に含有されているものである。 （カ）したがって、甲１発明の水素吸蔵合金のＢサイトを構成する「Ｃｕ、Ｆｅ、Ｂ」は、水素吸蔵合金がよりよいサイクル特性等を備えるものとなるように意図的に含有しているものであり、また、その含有量も、０．０５質量％をはるかに超える８．９９質量％であるから、本件明細書にいうところの不純物には該当しない。 （キ）そうすると、上記相違点１は実質的な相違点であるから、本件発明１は甲１に記載された発明ではない。 また、甲１発明において、「Ｃｕ、Ｆｅ、Ｂ」は上記（オ）に記載のとおり、よりよいサイクル特性等を備えるものとなるように意図的に含有されているものであって、甲１発明において新規な特徴である本質的な部分といえるから、甲１発明のＢサイトから「Ｃｕ、Ｆｅ、Ｂ」を排除して「Ｎｉ、Ｍｎ及びＡｌ」のみから構成されるものとすることが、当業者にとって容易になし得たことであるとはいえない。 ウ 小括 以上から、本件発明１は甲１に記載された発明ではなく、甲１に記載された発明に基いて当業者が容易に発明をすることができたものであるともいえない。 エ 本件発明２、４～６について 本件発明１を直接又は間接的に引用することによって本件発明１の特定事項の全てを備える本件発明２、４～６も、本件発明１と同様の理由で、甲１に記載された発明ではなく、甲１に記載された発明に基いて当業者が容易に発明をすることができたものではない。 （８）申立理由２（甲２を主引例とする新規性・進歩性）について ア 本件発明１と甲２発明との対比 （ア）甲２発明の「ＣａＣｕ５型の結晶構造すなわちＡＢ５型の結晶構造の母相を有している水素吸蔵合金であって、組成がＬａ１．００Ｃｅ０．００Ｎｉ４．５７Ｃｏ０．００Ｍｎ０．３８Ａｌ０．２７であり」において「Ｌａ１．００Ｃｅ０．００」であることは、本件発明１の「ＡＢｘ組成におけるＡサイトをミッシュメタル（「Ｍｍ」と称する）が構成」することに相当する。 （イ）甲２発明で「Ｃｅ０．００」「Ｃｏ０．００」と表記されている点について、甲２の原料の組成（成分ｗｔ％）を表している[表１]を参照すれば、甲２発明の認定の基礎とされた実施例５にはＣｅが０．０２ｗｔ％含まれており、Ｃｏが０．０１ｗｔ％含まれることが示されていることから、甲２発明の組成には直接的には表示されていないが実際にはＣｅ及びＣｏが極微量含まれているものである。なお、ＣｅとＣｏの正確なモル比を、構成元素の各原子量を用いて次の表のとおり計算することができる。 ［図：0001392082000018.jpg］ 上記表より、当該合金における、ミッシュメタル（ＬａとＣｅ）のモル比を１．００としたときのＣｅのモル比は０．０００６２であり、Ｃｏのモル比は０．０００７４である。 （ウ）上記（イ）の検討を参照すれば、甲２発明は、「組成がＬａ１．００Ｃｅ０．００Ｎｉ４．５７Ｃｏ０．００Ｍｎ０．３８Ａｌ０．２７であり」と特定されており、Ｂサイトに相当する「Ｎｉ４．５７Ｃｏ０．００Ｍｎ０．３８Ａｌ０．２７」において「Ｃｏ０．００」と表記されていても、Ｃｏは必ずしも０ではなく、極微量含むことを意味しているから、甲２発明においてＢサイトの組成が「Ｎｉ４．５７Ｃｏ０．００Ｍｎ０．３８Ａｌ０．２７」であることは、本件発明１において「ＢサイトをＮｉ、Ｃｏ、Ｍｎ及びＡｌ」「が構成する」ことに相当する。 （エ）甲２発明の「Ｃｏ０．００」は、上記（ウ）で検討したとおり、Ｃｏを極微量（ミッシュメタルのモル比１に対して０．０００７４）含むことを意味している。一方、本件発明１における「Ｃｏのモル比が０．０以上」であるとは、本件明細書段落【００１８】に「Ｃｏについては、コスト低減の観点から、Ａサイトを構成するＭｍのモル比を１．００とした場合のＣｏのモル比、すなわち上記一般式におけるＣｏのモル比（ｄ）が０．０以上０．１１以下であるのが好ましい。中でも０．０９以下、中でも０．０６以下、中でも０．０５以下、その中でも０．０３以下、その中でも特に含有しないことがさらに好ましい。」と記載されていることから、Ｃｏを全く含まない場合を含んでいる。したがって、甲２発明において「Ｌａ１．００Ｃｅ０．００」に対して「Ｃｏ０．００」であることは、当該「Ｃｏ０．００」がＣｏを極微量含むことを意味していることを勘案すると、本件発明１の「Ｍｍのモル比を１．００とした場合のＣｏのモル比が０．０以上０．１１以下であ」ることに相当する。 （オ）甲２発明の「Ｃｅ０．００」は、上記（エ）の検討と同様に、Ｃｅを極微量含むことを意味しているから、甲２発明の「組成がＬａ１．００Ｃｅ０．００Ｎｉ４．５７Ｃｏ０．００Ｍｎ０．３８Ａｌ０．２７」のうち「Ｌａ１．００Ｃｅ０．００」であることは、Ｌａに加えて極微量のＣｅを含むことを意味しているから、本件発明１の「ＭｍはＬａ及びＣｅからなり」に相当する。 （カ）甲２発明の「Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）＝０．２７／０．３８＝０．７１」は、本件発明１の「Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）が０．３５～１．１０」に相当する。 （キ）以上によれば、本件発明１と甲２発明の一致点及び相違点は以下のとおりである。 （一致点２） 「 ＣａＣｕ５型、すなわちＡＢ５型の結晶構造の母相を有する水素吸蔵合金であって、ＡＢｘ組成におけるＡサイトをミッシュメタル（「Ｍｍ」と称する）が構成する一方、ＢサイトをＮｉ、Ｃｏ、Ｍｎ及びＡｌ、又は、Ｎｉ、Ｍｎ及びＡｌが構成する水素吸蔵合金であって、 前記ＭｍはＬａ及びＣｅからなり、Ｍｍのモル比を１．００とした場合のＣｏのモル比が０．０以上０．１１以下であり、 Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）が０．３５～１．１０である水素吸蔵合金。」の点。 （相違点２） 本件発明１では「ＣａＣｕ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率が０．８０９２以上である」のに対して、甲２発明では「ａ軸長は５．０４３オングである」もののc軸長が不明であり、したがって、ａ軸長に対するｃ軸長の比率がどのような値になっているか不明である点。 イ 相違点についての検討 （ア）甲２には、ａ軸長についての記載はあるが、c軸長については何ら記載されていないため、ａ軸長に対するｃ軸長の比率がどのような値になっているか不明である。 （イ）甲２にｃ軸長について何ら記載されていないとしても、仮に、本件明細書と甲２において、水素吸蔵合金の原料と製造方法・製造条件が一致するのであれば、その結果得られる水素吸蔵合金の格子長さも両者で一致する可能性は高い。 しかしながら、本件明細書の表２に記載された各実施例の組成の中に、甲２発明の組成と一致するものはない。また、本件明細書の【００４４】に記載された実施例の製造方法と、甲２の[0048]に記載された実施例の製造方法を対比すると、アルゴン雰囲気中での加熱温度が異なり（１５００℃と１４５０℃）、鋳造方法が異なり（銅ロールを用いた鋳造と水冷式銅鋳型を用いた鋳造）、鋳造後の合金の形体が異なり（薄帯状とインゴット状）、熱処理条件が異なり（１０７８℃を５時間と１０７３℃を５時間）、合金の粉砕方法が異なっている（吉田製作所ブラウンミルのみと、Ｆｕｊｉ ＰａｕｄＩ社製ジョークラッシャー及び吉田製作所ブラウンミル）。 そして、甲３の[0081]には、水素吸蔵合金の製造において、合金組成や鋳造条件や熱処理条件を適宜選択することによって、結晶格子のａ軸長とｃ軸長を調整することができること、すなわち、合金組成や鋳造条件や熱処理条件が相違すれば結晶格子のａ軸長及びｃ軸長が異なるものとなることが記載されているから、原料、鋳造条件、熱処理条件が異なっている甲２発明と本件発明１において、ａ軸長に対するｃ軸長の比率が同じになっているとはいえない。 （ウ）したがって、相違点２は甲２発明と本件発明１との実質的な相違点である。そこで、次に、甲２発明において相違点２に係る本件発明１の特定事項とすることが当業者にとって容易になし得ることであるかについて検討する。 （エ）水素吸蔵合金の結晶格子のａ軸長とｃ軸長について、甲３の表２等、甲４の表２等、甲５の表７等に様々な実施例の測定値が記載されている。これら測定値の中には、ａ軸長に対するｃ軸長の比率が０．８０９２以上であるものも含まれているが、当該比率が０．８０９２未満であるものも含まれており、両者とも実施例として適していることが記載されているから、ａ軸長に対するｃ軸長の比率が０．８０９２以上とすることが特に好ましいとの技術事項は甲第２～６号証のいずれにも記載されていない。 （オ）したがって、水素吸蔵合金の結晶格子において「ａ軸長に対するｃ軸長の比率が０．８０９２以上」とすることを動機付ける記載は、甲第２～５号証のいずれにも記載も示唆もされていないから、甲２発明において、相違点２に係る本件発明１の特定事項とすることが当業者にとって容易になし得ることであるとはいえない。 （カ）そして、本件発明１は、「ＣａＣｕ ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率が０．８０９２以上」とすることによって、充放電を繰り返すことで水素吸蔵合金が割れ、比表面積が増加することによる電池寿命の低下を抑制することができるという、いずれの甲号証にも記載されていない優れた効果を奏するものである。 ウ 小括 以上から、本件発明１は甲２に記載された発明ではなく、甲２に記載された発明と甲２～５に記載された事項に基いて当業者が容易に発明をすることができたものであるともいえない。 エ 本件発明２、４～６について 本件発明１を直接又は間接的に引用することによって本件発明１の特定事項の全てを備える本件発明２、４～６も、本件発明１と同様の理由で、甲２に記載された発明ではなく、甲２に記載された発明と甲２～５に記載された事項に基いて、さらに甲６の記載を参照したとしても、当業者が容易に発明をすることができたものではない。 （９）申立理由３（甲３を主引例とする新規性・進歩性）について ア 本件発明１と甲３発明との対比 （ア）甲３発明の「ＣａＣｕ５型の結晶構造を有するＡＢｘ型の低Ｃｏ水素吸蔵合金」は、本件発明１の「ＣａＣｕ５型、すなわちＡＢ５型の結晶構造」「を有する水素吸蔵合金」に相当する。 （イ）甲３発明の「組成がＭｍ１Ｎｉ４．２５Ｍｎ０．６０Ａｌ０．３５Ｃｏ０．１０であり、 Ｍｍはミッシュメタルであり、Ｌａ２６ｗｔ％、Ｃｅ１０～１５ｗｔ％を含有し、さらにその他希土類を適量含有するものであ」ることと、本件発明１の「ＡＢｘ組成におけるＡサイトをミッシュメタル（「Ｍｍ」と称する）が構成」し「前記ＭｍはＬａ及びＣｅからな」ることは、「ＡＢｘ組成におけるＡサイトをミッシュメタル（「Ｍｍ」と称する）が構成」し「前記ＭｍはＬａ及びＣｅ」を含む点で共通する。 （ウ）甲３発明の「組成がＭｍ１Ｎｉ４．２５Ｍｎ０．６０Ａｌ０．３５Ｃｏ０．１０であり」において「Ｍｍ１」に対して「Ｃｏ０．１０」であることは、本件発明１の「Ｍｍのモル比を１．００とした場合のＣｏのモル比が０．０以上０．１１以下であ」ることに相当する。 （エ）甲３発明の「Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）が０．５８であり」は、本件発明１の「Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）が０．３５～１．１０」に相当する。 （オ）甲３発明の「ａ軸長に対するｃ軸長の比は０．８１５２であ」ることは、本件発明１の「ＣａＣｕ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率が０．８０９２以上であること」に相当する。 （カ）以上によれば、本件発明１と甲３発明の一致点及び相違点は以下のとおりである。 （一致点３） 「ＣａＣｕ５型、すなわちＡＢ５型の結晶構造を有する水素吸蔵合金であって、ＡＢｘ組成におけるＡサイトをミッシュメタル（「Ｍｍ」と称する）が構成する一方、ＢサイトをＮｉ、Ｃｏ、Ｍｎ及びＡｌ、又は、Ｎｉ、Ｍｎ及びＡｌが構成する水素吸蔵合金であって、 前記ＭｍはＬａ及びＣｅを含み、Ｍｍのモル比を１．００とした場合のＣｏのモル比が０．０以上０．１１以下であり、 Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）が０．３５～１．１０であり、 当該ＣａＣｕ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率が０．８０９２以上である水素吸蔵合金。」 （相違点３） 「ＣａＣｕ５型、すなわちＡＢ５型の結晶構造」は、本件発明１では「水素吸蔵合金」の「母相」であるのに対して、甲３発明では「低Ｃｏ水素吸蔵合金」の「母相」となっているか不明である点。 （相違点４） ＡＢｘ組成におけるＡサイトを構成するミッシュメタルが、本件発明１では「Ｌａ及びＣｅからな」るのに対して、甲３発明では、Ｌａ及びＣｅ以外に、その他希土類を適量含有している点。 イ 相違点についての検討 事案に鑑みて相違点４について検討する。 （ア）甲１には、放電容量、高速放電性およびサイクル安定性を向上させたＡＢ５型の水素吸蔵合金において、Ａサイトのミッシュメタルとして、「Ｌａ０．７Ｃｅ０．３」とし、ＢサイトにＣｏを含まないものとすることが記載されている（１イ、１ウ）。 また、甲２には、次に引用するとおり、Ｃｏの含有率を低減しながらも出力特性及び寿命特性を高水準に維持することを目的とする、Ｍｍ－Ｎｉ－Ｍｎ－Ａｌ－Ｃｏ合金からなる水素吸蔵合金において、ＡサイトのミッシュメタルとしてＬａ及びＣｅからなるものが利用可能であることが記載されている。 「Ｍｍ－Ｎｉ－Ｍｎ－Ａｌ－Ｃｏ合金の構成元素において、Ｃｏは合金の微粉化を抑制し、寿命特性の向上に効果を発揮する重要な元素であったため、従来は１０質量％程度のＣｏ（モル比で０．６～１．０）を配合するのが一般的であった。しかし、Ｃｏは非常に高価な金属であり、今後の水素吸蔵合金の利用拡大を考慮するとＣｏを低減することが好ましい。その反面、Ｃｏを低減すると寿命特性の低下につながるため、出力特性と寿命特性を両立しつつＣｏを低減することが研究課題となっていた。」（[0005]） 「上記Ｍｍの一例を挙げると、Ｌａのみからなるもの、又は、Ｌａ及びＣｅからなるもの、又は、Ｌａ及びＣｅのほかにＰｒ、Ｎｄ、Ｓｍ等の希土類を含むものなどを挙げることができる。」（[0023]） （イ）そして、甲３の[0001]に「本発明は、CaCu5型の結晶構造を有するAB5型水素吸蔵合金に関し、詳しくは合金中のコバルトの含有割合が極めて少なく、それでいて電気自動車及びハイブリッド自動車用途等で特に要求される出力特性、活性、寿命特性を備えた低Co水素吸蔵合金に関する。」と記載されているように、甲３発明も甲１、甲２と同様に水素吸蔵合金において寿命特性を向上するとの課題を解決しようとするものであるから、甲３発明において、ＡＢｘ組成におけるＡサイトを構成するミッシュメタルを「Ｌａ及びＣｅ」からなるものとすること、すなわち、相違点４に係る本件発明１の特定事項とする動機付けがあるということができる。 （ウ）しかしながら、上記（８）イ（イ）で検討したように、水素吸蔵合金の組成を変更すると結晶格子のａ軸長とｃ軸長が変化するから、甲３発明において、仮に、Ａサイトを構成するミッシュメタルを上記（イ）のように「Ｌａ及びＣｅ」からなるものに変更すると、甲３発明の「ａ軸長に対するｃ軸長の比」の値である０．８１５２が維持されるか不明であり、その結果、当該変更後に「ａ軸長に対するｃ軸長の比」がどのような値となるか不明であるから、この点が新たな相違点となってしまう。 また、甲５の【0038】に記載されているように、熱処理温度を高くすれば結晶格子のｃ軸長を成長させることができるから、熱処理条件を調整することにより、ａ軸長に対するｃ軸長の比を変更すること自体は実施可能であると推定されるが、上記（８）イ（エ）で検討したように、「ＣａＣｕ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率が０．８０９２以上」とすることは、いずれの甲号証にも記載も示唆もされていないから、Ａサイトを構成するミッシュメタルを上記（イ）のように「Ｌａ及びＣｅ」からなるものに変更すると同時に、熱処理条件を調整することによって「ＣａＣｕ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率が０．８０９２以上」を維持することが、当業者にとって容易になし得ることであるとはいえない。 （エ）つまり、甲３発明において、上記一致点３を維持したままで、相違点４に係る本件発明１の特定事項とすることは、当業者が容易になし得たことであるとはいえない。 ウ 小括 以上から、本件発明１は甲３に記載された発明ではないし、また、相違点３について検討するまでもなく、本件発明１は甲３に記載された発明と甲１～２に記載された事項に基いて当業者が容易に発明をすることができたものであるとはいえない。 エ 本件発明２～６について 本件発明１を直接又は間接的に引用することによって本件発明１の特定事項の全てを備える本件発明２～６も、本件発明１と同様の理由で、甲３に記載された発明ではなく、甲３に記載された発明と甲１～２に記載された事項に基いて、さらに甲６の記載を参照したとしても、当業者が容易に発明をすることができたものではない。 （１０）申立理由４（甲４を主引例とする新規性・進歩性）について ア 本件発明１と甲４発明との対比と判断 甲４発明は甲３発明と同様の構成の発明であるから、本件発明１との対比も上記（９）アと同様に行うことができ、その結果、本件発明１と甲４発明は、上記一致点３と同様の一致点で一致し、上記相違点３、相違点４と同様の相違点で相違する。 そして、上記（９）イで検討した理由と同様の理由によって、甲４発明において、一致点３と同様の一致点を維持したままで、相違点４と同様の相違点に係る本件発明１の特定事項とすることは、当業者が容易になし得たことではない。 したがって、本件発明１は甲４に記載された発明ではないし、また、相違点３と同様の相違点について検討するまでもなく、本件発明１は甲４に記載された発明と甲１～２に記載された事項に基いて当業者が容易に発明をすることができたものであるとはいえない。 イ 本件発明２～６について 本件発明１を直接又は間接的に引用することによって本件発明１の特定事項の全てを備える本件発明２～６も、本件発明１と同様の理由で、甲４に記載された発明ではなく、甲４に記載された発明と甲１～２に記載された事項に基いて、さらに甲６の記載を参照したとしても、当業者が容易に発明をすることができたものではない。 （１１）申立理由５（甲５を主引例とする新規性・進歩性）について ア 本件発明１と甲５－１４，１５，１６発明との対比 （ア）甲５－１４発明の「ＣａＣｕ５型の結晶構造を有するＡＢｘ組成の低Ｃｏ水素吸蔵合金」は、本件発明１の「ＣａＣｕ５型、すなわちＡＢ５型の結晶構造」「を有する水素吸蔵合金」に相当する。 （イ）甲５－１４発明の「組成がＭｍ１Ｎｉ４．４０Ｍｎ０．４５Ａｌ０．３５Ｃｏ０．１０であり、Ｍｍはミッシュメタルであり、Ｌａ２２ｗｔ％とＣｅ５～１０ｗｔ％を含有し、さらにその他希土類を適量含有するものであ」ることと、本件発明１の「ＡＢｘ組成におけるＡサイトをミッシュメタル（「Ｍｍ」と称する）が構成」し「前記ＭｍはＬａ及びＣｅからな」ることは、「ＡＢｘ組成におけるＡサイトをミッシュメタル（「Ｍｍ」と称する）が構成」し「前記ＭｍはＬａ及びＣｅ」を含む点で共通する。 （ウ）甲５－１４発明の「組成がＭｍ１Ｎｉ４．４０Ｍｎ０．４５Ａｌ０．３５Ｃｏ０．１０であり」において「Ｍｍ１」に対して「Ｃｏ０．１０」であることは、本件発明１の「Ｍｍのモル比を１．００とした場合のＣｏのモル比が０．０以上０．１１以下であ」ることに相当する。 （エ）甲５－１４発明の「Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）が０．７７であり」は、本件発明１の「Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）が０．３５～１．１０」に相当する。 （オ）甲５－１４発明の「ａ軸長に対するｃ軸長の比は０．８１１４５２であ」ることは、本件発明１の「ＣａＣｕ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率が０．８０９２以上であること」に相当する。 （カ）以上によれば、本件発明１と甲５－１４発明の一致点及び相違点は以下のとおりである。 （一致点５） 「 ＣａＣｕ５型、すなわちＡＢ５型の結晶構造を有する水素吸蔵合金であって、ＡＢｘ組成におけるＡサイトをミッシュメタル（「Ｍｍ」と称する）が構成する一方、ＢサイトをＮｉ、Ｃｏ、Ｍｎ及びＡｌ、又は、Ｎｉ、Ｍｎ及びＡｌが構成する水素吸蔵合金であって、 前記ＭｍはＬａ及びＣｅを含み、Ｍｍのモル比を１．００とした場合のＣｏのモル比が０．０以上０．１１以下であり、 Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）が０．３５～１．１０であり、 当該ＣａＣｕ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率が０．８０９２以上である水素吸蔵合金。」 （相違点５） 「ＣａＣｕ５型、すなわちＡＢ５型の結晶構造」は、本件発明１では「水素吸蔵合金」の「母相」であるのに対して、甲５－１４発明では「低Ｃｏ水素吸蔵合金」の「母相」となっているか不明である点。 （相違点６） 「ＡＢｘ組成におけるＡサイト」を構成する「ミッシュメタル」が、本件発明１では「Ｌａ及びＣｅからな」るのに対して、甲５－１４発明では、Ｌａ及びＣｅ以外に、その他希土類を適量含有している点。 イ 相違点についての検討 事案に鑑みて相違点６について検討する。 （ア）甲１には、放電容量、高速放電性およびサイクル安定性を向上させたＡＢ５型の水素吸蔵合金において、Ａサイトのミッシュメタルとして、「Ｌａ０．７Ｃｅ０．３」とし、ＢサイトにＣｏを含まないものとすることが記載されている（１イ、１ウ）。 また、甲２には、Ｃｏの含有率を低減しながらも出力特性及び寿命特性を高水準に維持することを目的とする、Ｍｍ－Ｎｉ－Ｍｎ－Ａｌ－Ｃｏ合金からなる水素吸蔵合金において、ＡサイトのミッシュメタルとしてＬａ及びＣｅからなるものが利用可能であることが記載されている（[0005]、[0023]） （イ）そして、甲５の【0005】に「Ｃｏは合金の微粉化を抑制し、寿命特性等の向上に寄与する重要な元素である。そのため、従来の一般的なＭｍ-Ｎｉ-Ｍｎ-Ａｌ-Ｃｏ系合金では１０重量％程度のＣｏ（原子比で０．６～１．０）を含有するものが多かった。しかし、Ｃｏは非常に高価な金属であるため、Ｃｏの含有率が高いとそれだけ原料コストが高くなる。今後の工業的利用拡大を図るためにはＣｏを低減する必要があるが、前述のようにＣｏは寿命特性等に寄与する重要な元素であるため、如何にしてＣｏ量を低減しつつ寿命特性等の電池特性を維持するかが重要な開発課題となっている。」と記載されているように、甲５－１４発明も甲１、甲２と同様に水素吸蔵合金において寿命特性を向上するとの課題を解決しようとするものであるから、甲５－１４発明において、ＡＢｘ組成におけるＡサイトを構成するミッシュメタルを「Ｌａ及びＣｅ」からなるものとすること、すなわち、相違点６に係る本件発明１の特定事項とすることは、当業者が容易に想到し得たものであるということができる。 （ウ）しかしながら、上記（８）イ（イ）で検討したように、水素吸蔵合金の組成を変更すると結晶格子のａ軸長とｃ軸長が変化するから、甲５－１４発明において、仮に、Ａサイトを構成するミッシュメタルを上記（イ）のように「Ｌａ及びＣｅ」からなるものに変更すると、甲５－１４発明の「ａ軸長に対するｃ軸長の比」の値である０．８１１４５２が維持されるか不明であり、その結果、当該変更後に「ａ軸長に対するｃ軸長の比」がどのような値となるか不明であるから、この点が新たな相違点となってしまう。 また、甲５の【0038】に記載されているように、熱処理温度を高くすれば結晶格子のｃ軸長を成長させることができるとされているから、熱処理条件を調整することにより、ａ軸長に対するｃ軸長の比を変更すること自体は実施可能であると推定されるが、上記（８）イ（エ）で検討したように、「ＣａＣｕ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率が０．８０９２以上」とすることは、いずれの甲号証にも記載も示唆もされていないから、Ａサイトを構成するミッシュメタルを上記（イ）のように「Ｌａ及びＣｅ」からなるものに変更すると同時に、熱処理条件を調整することによって「ＣａＣｕ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率が０．８０９２以上」を維持することが、当業者にとって容易になし得ることであるとはいえない。 （エ）つまり、甲５－１４発明において、上記一致点５を維持したままで、相違点６に係る本件発明１の特定事項とすることは、当業者が容易になし得たことではない。 （オ）また、本件発明１と甲５－１５発明又は甲５－１６発明を対比すると、上記アの検討と同様に、上記一致点５で一致し、上記相違点５及び相違点６で相違しており、また、上記（ア）～（エ）の検討と同様に、甲５－１５発明又は甲５－１６発明において、上記一致点５を維持したままで、相違点６に係る本件発明１の特定事項とすることは、当業者が容易になし得たことではない。 ウ 小括 以上から、本件発明１は甲５に記載された発明ではないし、また、相違点５について検討するまでもなく、本件発明１は甲５に記載された発明と甲１～２に記載された事項に基いて当業者が容易に発明をすることができたものであるとはいえない。 エ 本件発明２～６について 本件発明１を直接又は間接的に引用することによって本件発明１の特定事項の全てを備える本件発明２～６も、本件発明１と同様の理由で、甲５に記載された発明ではなく、甲５に記載された発明と甲１～２に記載された事項に基いて、さらに甲６の記載を参照したとしても、当業者が容易に発明をすることができたものではない。 （１２）申立理由６（実施可能要件）について ア 実施可能要件についての申立理由６はおおよそ次のとおりである。すなわち、本件発明において、ＡサイトをＬａ及びＣｅのみにし、ＡＢｘモル比が５．０超の組成にしたＣａＣｕ５型結晶構造の結晶構造を形成させるのは極めて難しい。これは、上記の結晶構造を形成しようとすれば、Ａサイトに空孔を形成する必要があるが、実際には、ＡサイトにＮｉが存在することになるからであり、「ＡサイトをＬａとＣｅのみ」とすることが現実的に不可能である、というものである。 そこで、上記主張について検討する。 イ 本件発明１の特定事項のうち、「ＣａＣｕ５型、すなわちＡＢ５型の結晶構造の母相を有する水素吸蔵合金であって」（以下「構成イ」という。）は、本件発明１の水素吸蔵合金の結晶構造について特定するものであり、「ＡＢｘ組成におけるＡサイトをミッシュメタル（「Ｍｍ」と称する）が構成する一方、ＢサイトをＮｉ、Ｃｏ、Ｍｎ及びＡｌ、又は、Ｎｉ、Ｍｎ及びＡｌが構成する」（以下「構成ロ」という。）は、本件発明１の組成について特定するものである。 ウ そこで、上記構成ロについて検討すると、構成ロにおける「Ａサイト」なる文言は、「ＡＢｘ組成におけるＡサイト」と記載されているものであって、「ＡＢ５型の結晶構造におけるＡサイト」と記載されているものではない。 つまり、構成ロにおける「Ａサイト」とは、本件発明の水素吸蔵合金の組成を「ＡＢｘ組成」と表記した場合に、ミッシュメタルに該当する元素が記載される組成式内の位置を意味すると解するのが相当であり、ＡＢ５型の結晶構造におけるＡサイトを表すものではない。 エ そうすると、「ＡＢｘ組成におけるＡサイト」をＬａ及びＣｅのみにし、ＡＢｘモル比が５．０超であるいうことは、単に水素吸蔵合金の組成において、ミッシュメタルとして含まれる元素がＬａとＣｅであり、ミッシュメタルに該当する元素のモル数とそれ以外の元素のモル数の比が５．０超ということを特定しているだけであり、ＡＢ５型の結晶構造におけるＡサイトとＢサイトに何の元素が入るかを特定しているものではないといえる。 オ したがって、構成ロは、ＡＢ５型の結晶構造におけるＡサイト、Ｂサイトに入る元素を特定しているわけではないので、上記アの主張は前提において誤っているものであるから、採用することができない。 （１３）申立理由７（サポート要件）について ア 本件明細書等には以下の記載がある。 「【発明が解決しようとする課題】 【００１０】 Ｍｍ－Ｎｉ－Ｍｎ－Ａｌ－Ｃｏ合金の構成元素において、ＣｏとともにＭｍも水素吸蔵合金の価格を低下させるのを妨げる要因の一つであった。 従来一般的に使われてきたＭｍは、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ等の希上類系の混合物であった。これをＬａとＣｅからなるＭｍに置き換えることで、価格を低下させることができる。しかしその場合、寿命特性が低下することが問題であった。特に、Ｃｏ量を低下させつつ、ＬａとＣｅからなるＭｍを用いた場合には、寿命特性を維持することは容易なことではなかった。 【００１１】 そこで本発明の課題は、Ｍｍ－Ｎｉ－Ｍｎ－Ａｌ－Ｃｏ合金系のＡＢ５型水素吸蔵合金に関し、Ｃｏ量を低下させつつ、ＬａとＣｅからなるＭｍを用いた水素吸蔵合金においても、ニッケル水素電池の負極活物質として使用した場合に電池の寿命特性の低下を防ぐことができる、新たな水素吸蔵合金を提供することにある。 【課題を解決するための手段】 【００１２】 本発明は、ＣａＣｕ５型、すなわちＡＢ５型の結晶構造の母相を有する水素吸蔵合金であって、ＡＢｘ組成におけるＡサイトをミッシュメタル（「Ｍｍ」と称する）が構成する一方、ＢサイトをＮｉ、Ｃｏ、Ｍｎ及びＡｌ、又は、Ｎｉ、Ｍｎ及びＡｌが構成する水素吸蔵合金であって、ＭｍはＬａ及びＣｅからなり、Ｍｍのモル比を１．００とした場合のＣｏのモル比が０．０以上０．１１以下であり、Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）が０．３５～１．１０であり、当該ＣａＣｕ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率が０．８０９２以上であることを特徴とする水素吸蔵合金を提案する。」 「【００１９】 本水素吸蔵合金において、Ａサイトを構成するＭｍのモル比を１．００とした場合の、Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）は０．３５～１．１０であるのが好ましい。 本水素吸蔵合金をニッケル水素電池の負極活物質として使用した場合、電池の寿命特性の低下を防ぐためには、本水素吸蔵合金が電解液（アルカリ水溶液）に接触した際の腐食を抑制することが一つの解決手段となる。そのためには、Ｃｏ量が十分に低く、且つ、ＬａとＣｅからなるＭｍを用いた水素吸蔵合金に関しては、Ｍｎ量に対するＡｌ量の比率（Ａｌ／Ｍｎ）を所定の範囲に調整することが好ましいことが分かった。 かかる観点から、本水素吸蔵合金において、Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）は０．３５以上であるのが好ましく、中でも０．４５以上、その中でも０．５０以上、さらにその中でも０．５４以上であるのがさらに好ましい。他方、１．１０以下であるのが好ましく、中でも１．０５以下、その中でも０．９７以下、さらにその中でも０．８８以下であるのがさらに好ましい。」 「【００２７】 （結晶構造） 本水素吸蔵合金をニッケル水素電池の負極活物質として使用する場合、電池の寿命特性の低下を防ぐためには、水素の吸蔵を繰り返し行っても、水素吸蔵合金粒子が割れるのを抑制することが一つの解決手段となる。そのためには、水素の吸蔵に伴う膨張・収縮に耐えられるように、結晶構造を最適化するのが好ましい。 かかる観点から、本水素吸蔵合金では、当該ＣａＣｕ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率が０．８０９２以上であるのが好ましく、中でも０．８０９８以上、その中でも０．８１００以上であるのがさらに好ましい。他方、合金が割れることが影響する出力特性の観点からは、０．８２００以下であるのが好ましく、中でも０．８１１５以下、その中でも０．８１１０以下であるのが好ましい。」 「【００８５】 【表２】 ［図：0001392082000019.jpg］ 」 イ 本件明細書等の段落【００１０】～【００１１】の記載によれば、本件発明が解決しようとする課題（以下、単に「課題」という。）は、「Ｍｍ－Ｎｉ－Ｍｎ－Ａｌ－Ｃｏ合金系のＡＢ５型水素吸蔵合金に関し、Ｃｏ量を低下させつつ、ＬａとＣｅからなるＭｍを用いた水素吸蔵合金においても、ニッケル水素電池の負極活物質として使用した場合に電池の寿命特性の低下を防ぐことができる、新たな水素吸蔵合金を提供すること」であると認められる。 ウ 上記課題の解決手段は、段落【００１２】の記載によれば、ＣａＣｕ５型、すなわちＡＢ５型の結晶構造の母相を有する水素吸蔵合金であって、ＡＢｘ組成におけるＡサイトをミッシュメタル（「Ｍｍ」と称する）が構成する一方、ＢサイトをＮｉ、Ｃｏ、Ｍｎ及びＡｌ、又は、Ｎｉ、Ｍｎ及びＡｌが構成する水素吸蔵合金であって、ＭｍはＬａ及びＣｅからなり、Ｍｍのモル比１．００に対してＣｏのモル比が０．０以上０．１１以下である場合に、Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）が０．３５～１．１０であり、当該ＣａＣｕ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率が０．８０９２以上であることである。 エ 段落【００１９】の記載によれば、Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）を０．３５～１．１０とすることにより、本件発明の水素吸蔵合金は、電解液（アルカリ水溶液）に接触した際の腐食を抑制することができるので、電池の寿命特性の低下を防ぐことができる。 また、段落【００２７】の記載によれば、ＣａＣｕ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率を０．８０９２以上とすることにより、本件発明の水素吸蔵合金は、水素の吸蔵を繰り返し行うことに伴う膨張・収縮に耐えて、水素吸蔵合金粒子が割れるのを抑制することできるので、電池の寿命特性の低下を防ぐことができる。 オ そして、段落【００８５】の【表２】によれば、本件発明１で特定された全ての要件を満たす実施例１～１２は、いずれかの要件を満たさない比較例１～５に比べて、「ΔＣＳ×アルカリ処理３ｈｒ後磁化」の値が小さくなっていることが看取できるところ、「ΔＣＳ」（比表面積増加量）が小さいほど割れにくいことを表し、「アルカリ処理３ｈｒ後磁化」が小さいほど水素吸蔵合金表面がＮｉリッチになっておらず腐食に耐えていることを表しているので、「ΔＣＳ×アルカリ処理３ｈｒ後磁化」の値が小さくなっているものは、上記課題を解決していることが確認できる。 カ したがって、本件発明１は、上記ウの課題の解決手段を備えるものであるから、上記課題、すなわち、「Ｍｍ－Ｎｉ－Ｍｎ－Ａｌ－Ｃｏ合金系のＡＢ５型水素吸蔵合金に関し、Ｃｏ量を低下させつつ、ＬａとＣｅからなるＭｍを用いた水素吸蔵合金においても、ニッケル水素電池の負極活物質として使用した場合に電池の寿命特性の低下を防ぐことができる、新たな水素吸蔵合金を提供すること」を解決し得るものであるといえる。 キ ここで、上記第３の申立理由の概要の７のサポート要件において具体的な理由として示された（１）～（８）の主張について検討する。 （ア）（１）の主張について。 本件発明１では、水素吸蔵合金の構成原子である、Ｌａ，Ｃｅ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ａｌのモル比が規定されていないが、「ＡＢ５型の結晶構造の母相を有する水素吸蔵合金であって、ＡＢｘ組成におけるＡサイトをミッシュメタル（「Ｍｍ」と称する）が構成する一方、ＢサイトをＮｉ、Ｃｏ、Ｍｎ及びＡｌ、又は、Ｎｉ、Ｍｎ及びＡｌが構成する」ことが特定されており、ＡＢｘ組成の各元素はＡＢ５型の結晶構造を構成する水素吸蔵合金でなくてはならないから、Ａサイト元素とＢサイト元素のモル比には技術常識から把握される一定の範囲（概略１：５程度）があるものと認められる。 また、そのような一定の範囲のモル比の組成を有する水素吸蔵合金であれば、当該モル比の違いにより寿命特性が優れたものや劣ったものがあり得ることは認められるものの、技術常識から把握される許容されるモル比のものであればいずれのものであっても、上記エで検討した機序により、「モル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）を０．３５～１．１０」かつ「ＣａＣｕ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率を０．８０９２以上」との条件を満たすものは、当該条件を満たさないものに比べて、電池寿命の低下を抑制できるものと考えられる。 したがって、サポート要件の理由（１）を採用することができない。 （イ）（２）の主張について 発明の詳細な説明では、「Ｍｍのモル比を１．００とした場合のＣｏのモル比」が０．１０超から０．１１以下の範囲の実施例は記載されていないが、当該範囲のものであっても、上記エで検討した機序により、「モル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）を０．３５～１．１０」かつ「ＣａＣｕ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率を０．８０９２以上」との条件を満たすものは、当該条件を満たさないものに比べて、電池寿命の低下を抑制できるものと考えられる。 また、上記範囲のものが課題を解決できないとする理論的根拠や具体的な実験結果が示されているわけでもない。 したがって、サポート要件の理由（２）を採用することができない。 （ウ）（３）の主張について 発明の詳細な説明では、「Ｍｎのモル比に対するＡｌのモル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）」が０．３５超０．３７未満の範囲と、１．００超１．１０以下の範囲の実施例は記載されていないが、当該範囲のものであっても、上記エで検討した機序により、「モル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）を０．３５～１．１０」かつ「ＣａＣｕ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率を０．８０９２以上」との条件を満たすものは、当該条件を満たさないものに比べて、電池寿命の低下を抑制できるものと考えられる。 また、上記範囲のものが課題を解決できないとする理論的根拠や具体的な実験結果が示されているわけでもない。 したがって、サポート要件の理由（３）を採用することができない。 （エ）（４）の主張について 発明の詳細な説明では、「ＣａＣｕ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率」が０．８０９２０超０．８０９２８未満の範囲と、０．８１１０４超の範囲の実施例は記載されていないが、当該範囲のものであっても、上記エで検討した機序により、「モル比の比率（Ａｌ／Ｍｎ）を０．３５～１．１０」かつ「ＣａＣｕ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率を０．８０９２以上」との条件を満たすものは、当該条件を満たさないものに比べて、電池寿命の低下を抑制できるものと考えられる。 また、上記範囲のものが課題を解決できないとする理論的根拠や具体的な実験結果が示されているわけでもない。 したがって、サポート要件の理由（４）を採用することができない。 （オ）（５）の主張について 上記（１２）エで検討したように、「ＡＢｘ組成におけるＡサイト」をＬａ及びＣｅのみにし、ＡＢｘモル比が５．０超であるいうことは、単に水素吸蔵合金の組成において、ミッシュメタルとして含まれる元素がＬａとＣｅであり、ミッシュメタルに該当する元素のモル数とそれ以外の元素のモル数の比が５．０超ということを特定しているだけであり、ＡＢ５型の結晶構造におけるＡサイトに入る元素を特定しているものではない。 そして、「ＡＢｘ組成におけるＡサイト」をＬａ及びＣｅのみとしたものは、実施例１～１２として発明の詳細な説明に記載されている。 したがって、サポート要件の理由（５）を採用することができない。 （カ）（６）、（７）の主張について 本件発明１が課題を解決し得ることは、上記ウ～カに記載したとおりである。そして、本件発明２、３は直接又は間接に本件発明１を引用することによって、本件発明１の特定事項を全て備えるものであるから、本件発明１と同様の理由で本件発明２、３も、上記課題を解決し得るものであるといえる。 したがって、サポート要件の理由（６）、（７）を採用することができない。 （キ）（８）の主張について 上記（ア）～（カ）で検討したように、本件発明１～３は上記課題を解決し得るものであるから、これら本件発明１～３を直接又は間接に引用することによって、本件発明１の特定事項を全て備える本件発明４～６についても、本件発明１～３と同様の理由で上記課題を解決し得るものであるといえる。 したがって、サポート要件の理由（８）を採用することができない。 ク 以上のとおり、サポート要件違反の具体的な理由として示された上記（１）～（８）の主張はいずれも採用できない。 （１４）申立理由８（明確性）について ア 申立理由８の（１）について 「ＣａＣｕ ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率」は本件明細書等の段落【００２８】に測定方法が記載されており、当該測定結果によって、上記比率が０．８０９２以上であるか否かを一義的に判断することができることは明らかである。 したがって、上記比率の規定が不明確であるとはいえない。 なお、技術常識によれば、「ＣａＣｕ ５型結晶構造におけるａ軸長に対するｃ軸長の比率」が無限大になるようなことは起こりえないから、そのような非合理的な事項を想定して検討する必要はない。 イ 申立理由８の（２）について 本件明細書の段落【００２９】～【００３０】の記載によれば、電池の寿命特性の低下を防ぐために、電解液（強アルカリ溶液）への腐食を抑制するのが好ましいとの認識のもと、電解液による腐食反応の代替反応としての「液温１２０℃の３１質量％ＫＯＨ溶液に３時間浸漬させる表面処理」によって、水素吸蔵合金の表面にＮｉリッチ層が形成されて磁化が高くなれば、電解液によって腐食が進み易いことを示すことになるため、本件発明２においては、「５０％体積累積粒径（Ｄ５０）が２１μｍ±２μｍとなるように粒径調整した水素吸蔵合金粉末を、液温１２０℃の３１質量％ＫＯＨ水溶液に３時間浸漬させる表面処理を行った後の磁化」について、「１．６０ｅｍｕ／ｇ以下」と特定しているものと解される。 ところで、本件明細書の段落【００７９】～【００８０】には、振動試料型磁力計によって磁化を測定する方法が記載されており、当該方法では、試料をコイルの間で振動させることで誘導電流が発生してヒステリシスループを測定することができ、当該ヒステリシスループから磁化を特定することができることは技術常識である。そして、ヒステリシスループの測定では、振動方向によって磁化がプラスとマイナスの両方で計測されるが、本件発明２の上記の技術的意義を踏まえると、本件発明２における上記「磁化」の特定は、上記「表面処理」によって水素吸蔵合金の表面に形成されたＮｉリッチ層の量の多寡に対応するものであることから、上記「磁化」の大きさ自体が問題であり、プラスかマイナスか（すなわち、磁化の方向）が問題となるものではないと解される。したがって、仮に、磁化の値がマイナスの値として測定される場合があったとしても、本件発明２においては、同じ大きさのプラスの値の磁化と読み替えるだけである（マイナスの値の磁化を考える必要がない。）から、磁化の値がマイナスの値として測定される場合があったとしても、本件発明２が成立するのは明らかであり、何ら不明確といえる点はない。 ウ 以上のとおり、明確性の具体的な理由として示された上記（１）～（２）の主張はいずれも採用できない。 第５ 結び 以上のとおりであるから、特許異議の申立ての理由及び証拠によっては、請求項１～６に係る特許を取り消すことはできない。 また、他に請求項１～６に係る特許を取り消すべき理由を発見しない。 よって、結論のとおり決定する。